Текст
Оглавление
Предисловие............................................ 5
Введение............................................... 6
Глава I. Строение металлов....................... 7
Глава И. Кристаллизация металлов и строение ме-
таллического слитка.................................. 24
Глава III. Деформация и разрушение металлов. . . 36
Глава IV. Механические свойства металлов......... 45
Глава V. Влияние иагрева на структуру и свойства
деформированного металла ........ 57
Глава VI. Фазы в металлических сплавах........... 62
Глава VII. Диаграммы фазового равновесия....... 69
Глава VIII. Железо и его сплавы .......... 90
1. Диаграмма состояния железо—углерод ................ 90
2. Влияние углерода и постоянных примесей на свойства
стали................................................ 102
3. Легирующие элементы в стали...................... 105
4. Структурные классы легированных сталей .......... 109
Глава IX. Чугун ..................................... 111
Глава X. Фазовые превращения в сплавах' железа
(теория термической обработки стали) .... 521
Глава XI. Технология термической обработки стали . . 154
1. Отжиг I рода...................................... 154
2. Отжиг II рода (фазовая перекристаллизация)..... 158
3. Закалка и отпуск стали........................... 569
4. Термомеханическая обработка стали ............... 181
5. Упрочняющая термическая обработка сортового проката 183
6. Дефекты, возникающие при закалке стали........... 184
7. Поверхностная закалка стали ..................... 586
Глава X1S. Химико-термическая обработка стали ... 191
1. Общая характеристика процессов химико-термической
обработки стали...................................... 191
2. Цементация стали................................. 193
3. Нитроцементация ................................. 199
4. Азотирование стали .............................. 199
5. Цианирование стали............................... 202
6. Диффузионное насыщение металлами и неметаллами
(бором и кремнием) .................................. 202
Глава XIII. Конструкционные стали ..................
1. Углеродистые конструкционные стали...............
2. Легированные конструкционные стали ..............
3. Мартенснтно-стареющие высокопрочные стали........
4. Рессорно-пружинные стали общего назначения . . . .
Б. Шарикоподшипниковые стали.......... . ......
6. Износостойкая (аустенитная) сталь ...............
Глава X5V. Коррозионностойкие (нержавеющие) стали
и сплавы ...........................................
Глава XV. Жаропрочные стали и сплавы................
Глава XV5. Инструментальные стали и сплавы . . .
Глава XVII. Стали и сплавы с особыми физическими
свойствами .........................................
Глава XVI!5. Термическая обработка на металлургиче-
ских заводах...................................... . .
Глава XIX. Термическая обработка на машинострои-
тельных заводах ....................................
Глава XX. Титан и сплавы на его основе..............
Глава XXI. Алюминий и сплавы на его основе ....
Глава XXII. Магний и сплавы на его основе...........
Глава XXIII. Медь и сплавы на ее основе ............
Глава XXIV. Антифрикционные (подшипниковые)
сплавы .............................................
Глава XXV. Новые металлические материалы............
Глава XXV!. Порошковые материалы ...................
Вопросы для самопроверки............................
Рекомендательный библиографический список ..........
Предметный указатель................................
Ю. М. Лахтин
ОСНОВЫ
МЕТАЛЛОВЕДЕНИЯ
Одобрено Управлением кадров 'и учебных заведений
Министерства черной металлургии СССР в качестве
учебника по металлургическим специальностям для сред-
них специальных учебных заведений
Москва
«Металлург ия»
1988
УДК 669.01 (075)
Рецензенты: проф. 71, Г. Рахиипадт и преподаватель
Московского вечернего металлургического техникума И. Н. Ма-
монтова
УДК 669.01 (075)
Основы металловедения: Учебник для техникумов.
Л а х т и и Ю. М. — М.: Металлургия, 1988. 320 с.
Рассмотрены кристаллическое строение металлов, процессы
кристаллизации, пластической деформации и рекристаллизации,
фазы, образующиеся в сплавах, диаграммы состояния двойных и
тройных систем и технология термической обработки стали на метал-
лургических и машиностроительных заводах. Приведены необхо-
димые сведения о конструкционных, инструментальных, корро-
вионностойкнх и жаропрочных сталях, а также сплавах на основе
титана, меди, алюминия н магния. Представлены новые металличе-
ские материалы — композиционные, сплавы с «эффектом памяти
формы», металлические стекла, стали повышенной и высокой обра-
батываемости, а также порошковые материалы.
Учебник предназначен для учащихся металлургических и ма-
шиностроительных техникумов. Может быть полезен техникам и
инженерам металлургам, литейщикам, сварщикам и специалистам по
обработке металлов давлением н резанием. Ил. ПО. Табл. 10. Биб-
лиогр. список: 8 назв.
26050С0000—168
Л 040(01)—88
Сводный. «Высшая школа» 30—88
ISBN 5—229—00085—6 © Издательство «Металлургия», 1988
Предисловие
KVPC «Основы металловедения», в котором изложены
закономерности, определяющие строение и свойства
металлов и сплавов в зависимости от их состава и ус-
ловий обработки, — одни из основных в цикле дисцип-
лин, определяющих подготовку техников-металлур-
гов и машиностроителей.
Учебник отражает современное состояние отечест-
венной и зарубежной науки и техники в области метал-
ловедения и термической обработки.
Он написан в соответствии с программой курса «Ос-
новы металловедения» для средних специальных учеб-
ных заведений по металлургическим специальностям
(доменное производство, производство стали, прокат-
ное производство и др.).
В Основных направлениях экономического и со-
циального развития СССР на 1986—1990 годы и на
период до 2000 года подчеркнута необходимость улуч-
шения структуры и качества конструкционных материа-
лов, повышения их прочностных характеристик.
Металлурги должны обеспечить машиностроение
прогрессивными конструкционными полуфабрикатами—
прокатом из низколегированной стали, гнутыми, фа-
сонными и точными профилями.
Для решения указанных проблем техник (инженер)-
металлург должен владеть основами повышения каче-
ства металлопродукции, долговечности и надежности
деталей машин путем рационального выбора материа-
лов и методов их упрочнения.
В учебнике представлены различные виды термиче-
ской обработки стали. Большое внимание уделено
отжигу и нормализации — преобладающим процессам
на металлургических заводах для облегчения дальней-
шего металлургического передела (например, при про-
изводстве калиброванной стали) или подготовке ме-
талла для механической или деформационной обработки
на машиностроительных заводах; термической обра-
ботке с прокатного нагрева сортового проката; рассмо-
трены режимы противофлокенной обработки.
Автор выражает глубокую благодарность рецензен-
там проф. А. Г. Рахштадту и преподавателю И. Н. Ма-
монтовой за ценные замечания, которые учтены им.
Введение
Металловедением называется наука, устанавливаю-
щая связь между составом, структурой и свойствами
металлов и сплавов и изучающая закономерности их
изменения при тепловых, химических, механических,
электромагнитных и радиоактивных воздействиях.
Впервые существование связи между строением
стали и ее свойствами было установлено П. П. Аносо-
вым (1799—1839).
Основы научного металловедения были заложены
выдающимся русским металлургом Д. К. Черновым
(1839—1921), который за свои работы был назван в ли-
тературе «отцом металлографии».
В начале XX в. большую роль для развития метал-
ловедения сыграли работы Н. С. Курнакова, который
применил для исследования металлов методы физико-
химического анализа.
Большое значение в развитии металловедения и тер-
мической обработки имели работы Осмонда (Фран-
ция), Юм-Розери и Н. Мотта (Англия), Ф. Зейтца,
Э. Бейна и Р. Мейла (США), Таммана и Ганемана
(Германия) и др.
Развитие металловедения неразрывно связано с ра-
ботами советских ученых. В период индустриализации
страны возникли многочисленные исследовательские
лаборатории на заводах и во втузах, а также был соз-
дан ряд специализированных исследовательских ин-
ститутов, в которых развернулась широкая работа
в области металловедения и термической обработки
металлов.
Большой вклад в развитие отечественного металло-
ведения внесли С. С. Штейнберг, Н. А. Минкевич,
Г. В. Курдюмов, А. М. Бочвар, А. А. Бочвар,
С. Т. Кишкин, В. Д. Садовский, И. И. Сидорин,
А. П. Гуляев и их школы.
Все металлы и сплавы принято делить на две группы.
Железо и сплавы на его основе (сталь, чугун) называют
черными металлами, а остальные металлы
(Be, Mg, Al, Ti, V, Cr, Mn, Co, Ni, Cu, Zn, Zr, Nb,
Mo, Ag, Sn, W, Au, Hg, Pb и др.) и их сплавы —
цветными.
Наибольшее применение нашли черные металлы.
На основе железа изготовляется не менее 90 % всех
конструкционных и инструментальных материалов.
По сравнению с цветными металлами стоимость железа
и его сплавов невелика. Цветные металлы по сходным
свойствам подразделяют на легкие металлы (Be, Mg,
Al, Ti), обладающие малой плотностью; легкоплавкие
металлы (Zn, Cd, Sn, Sb, Hg, Pb, Bi); тугоплавкие
металлы (ti, Cr, Zr, Nb, Mo, W, V и др.) с температурой
плавления выше, чем у железа (1539 °C); благородные
металлы (Pt, Pb, Ag, Os, Pt, Au и др.), обладающие хи-
мической инертностью; урановые металлы (U, Th,
Ра) — актиноиды, используемые в атомной технике;
редкоземельные металлы (РЗМ), лантаноиды (Се, Рг,
Nd, Sm и др.) и сходные с ними иттрий и скандий,
применяемые как присадки к различным сплавам;
щелочноземельные металлы (Li, Na, К), используемые
в качестве теплоносителей в атомных реакторах.
Глава СТРОЕНИЕ МЕТАЛЛОВ
Металлы в твердом и частично в жидком состоянии
имеют высокую тепло- и электропроводность, положи-
тельный температурный коэффициент электросопро-
тивления. С повышением температуры электросопро-
тивление чистых металлов возрастает; большое число
металлов обладает сверхпроводимостью: у них при
температуре, близкой к абсолютному нулю, электро-
сопротивление уменьшается скачкообразно до очень
малых значений. Кроме того, все металлы обладают
достаточной отражательной способностью и хорошей
деформируемостью.
Металлы и металлические спла-
вы — тела кристаллические. Атомы
(ионы) в них расположены законо-
мерно в отличие от аморфных тел,
в которых атомы располагаются
беспорядочно (хаотично).
Металлы представляют собой поликристаллические
тела, состоящие из большого числа мелких (1000—
0,1 мкм), различно ориентированных один по отноше-
нию к другому кристаллов. Вследствие разных условий
кристаллизации металла эти кристаллики имеют не-
правильную форму; в отличие от кристаллов правиль-
ной формы их называют кристаллитами или
зернами металла.
Структурные и физические методы изучения
строения металлов и сплавов
Для изучения строения металлов и сплавов, получае-
мых сплавлением (спеканием) двух или нескольких
металлов или металлов с неметаллами, применяют
различные методы исследования. Наиболее широко
используют металлографический анализ, позволяющий
изучать структуру, т. е. форму, размеры и ха-
рактер взаимного расположения кристаллитов, обра-
зующих металл или сплав.
Различают макроструктуру — строение
металла или сплава, видимое невооруженным глазом
или при небольшом увеличении (в 30—40 раз), ими-
кроструктуру — строение металла или сплава,
наблюдаемое с помощью микроскопа при больших
увеличениях.
Макроструктуру изучают на макрошлифах.
Для получения их из крупных заготовок (слитков,
поковок и т. д.) или изделий вырезают темплеты (макро-
шлифы), поверхность которых шлифуют, а затем под-
вергают травлению специальными реактивами.
При исследовании макрошлифа можно определить
форму и расположение зерен в литом металле (рис. 1, а);
Рис. 1. Макроструктура литого (а) и деформированного (6) металла
направление волокна (деформированные кристаллиты)
в поковках и штамповках (рис. 1, б); дефекты, нару-
шающие сплошность металла (усадочная рыхлость, га-
зовые пузыри, раковины, трещины и т. д.); химическую
неоднородность сплава, вызванную кристаллизацией
или созданную термической, а также химико-термиче-
ской (цементация, азотирование и др.) обработкой.
Микроструктура показывает (рис. 2, а) взаимное
расположение кристаллитов, их форму и размеры.
Микроструктуру изучают на м и к р о ш л и ф а х.
Для этого из исследуемого полуфабриката или де-
тали вырезают в определенном направлении небольшой
образец, одну из плоскостей которого шлифуют, поли-
руют и подвергают травлению специальными реакти-
вами.
Микроструктуру металлов наблюдают в световом
или электронном микроскопах. В последнем случае
готовят не микрошлиф, а специальный объект — фольгу
или реплику.
Разрешающая способность светового микроскопа,
т. е. минимальный размер объекта (детали структуры),
Рис. 2. Микроструктура металла:
« — микроструктура стали (Fe—Fe,C), Х500; б •— то же, X 44 000; в —
субструктура металла (дислокации), Х44 ООО; г — микрофрактография
стали, Х16 ООО
который различим с его помощью, не превышает 200 нм.
Полезное увеличение в световом микроскопе достигает
примерно 1500 раз. Применение больших увеличений
бесполезно, так как новые, более мелкие детали струк-
туры не становятся видимыми, меняется только мас-
штаб изображения, поскольку разрешающая способ-
ность, определяемая еолновои природой света, не ме-
няется.
Разрешающая способность электронных микроско-
пов значительно выше световых. Использование элек-
тронных лучей, обладающих очень малой длиной волны
(0,04—0,12) КГ1, дает возможность различать детали
изучаемого объекта размерами до 0,2—0,5 нм.
Наибольшее распространение нашли просвечи-
вающие электронные микроскопы
ПЭМ, в которых поток электронов проходит через
изучаемый объект, представляющий собой тонкую
фольгу. Получаемое изображение является результа-
том неодинакового рассеивания электронов на объ-
екте.
ПЭМ позволяет подробно изучать субструктуру
металла. Одно из наиболее важных достижений элек-
тронной микроскопии — возможность прямого наб-
людения дефектов кристаллической структуры. На
рис. 2, б, в показана микроструктура, полученная
в электронном микроскопе.
Очень большое применение получили растро-
вые электронные микроскопы (РЭМ),
в которых изображение создается благодаря вторичной
эмиссии электронов, изучаемых поверхностью, на ко-
торую падает непрерывно перемещающийся по этой по-
верхности поток первичных электронов.
Растровый микроскоп позволяет изучать непосред-
ственно поверхность металла, однако разрешающая
способность его (25—30 нм) меньше, чем просвечиваю-
щего электронного микроскопа.
В последние годы для оценки металлургического
качества металла, изучения закономерностей процесса
разрушения, влияния структурных, технологических
и других факторов на разрушение широко применяют
методы фрактографии — области знания о строении
изломов, характеризующих механизм разрушения.
Под изломом понимают поверх-
ность, образующуюся в результате
разрушения металла. Вид излома опреде-
ляется условиями нагружения, кристаллографическим
строением и микроструктурой металла (сплава), фор-
мируемой технологией его выплавки, обработки дав-
лением, термической обработки, температурой и средой,
в которых работает конструкция.
Изломы изучают на макро- и микроуровне (при
увеличениях до 50 тыс. крат и выше). Метод визуаль-
ного изучения изломов, а также с помощью светового
микроскопа при небольших увеличениях называется
фрактографией. Исследование особенностей тонкой
структуры изломов под электронным или растровым
микроскопом носит название микрофракто-
графии (рис. 2, г).
Для изучения атомно-кристаллического строения
металлов и сплавов применяют рентгеноструктурный
анализ. Он основан на дифракции рентгеновских лу-
чей с очень малой длиной волны (0,02—0,2 нм) рядами
атомов в кристаллическом теле. Для этой цели, кроме
рентгеновских лучей, используют электроны и ней-
троны, которые также дают дифракционные картины
при взаимодействии с ионами (атомами) металла.
В металловедении все шире для изучения распреде-
ления примесей и специально введенных элементов
в сплавах применяют метод рентгеноспек-
трального микроанализа (РСМД). С по-
мощью РСМД определяют химический состав микрооб-
ластей на металлографическом шлифе, при этом дости-
гается разрешение порядка микрометров.
Нередко для изучения строения металлов и сплавов
используют физические методы исследования (тепловые,
объемные, электрические, магнитные). В основу этих
исследований положена взаимосвязь между измене-
ниями физических свойств и процессами, происходя-
щими в металлах и сплавах при их обработке или
в результате тех или иных воздействий (термических,
механических и др.). Наиболее часто используют диф-
ференциальный термический анализ
(построение кривых охлаждения в координатах тем-
пература—время) идилатометрический ме-
тод, основанный на изменении объема при фазовых пре-
вращениях. Для ферромагнитных материалов приме-
няют магнитный анализ.
Атомно-кристаллическое строение металлов
Под атом но - кристаллической
структурой понимают взаимное рас-
положение атомов (ионов), сущест-
вующее в реальном кристалле.
Рис. 3. Схема взаимодей-
ствия двух атомов в зависи-
мости от межатомного рас-
стояния а
отталкивания и при-
томы р а с п о л а-
образуя пр а-
В твердом состоянии металл представляет сооои
совокупность закономерно расположенных в кристалле
положительно заряженных ионов, связанных между
собой свободными или коллективизированными элек-
тронами. Связь в металле осуществляется электро-
статическими силами. Между ионами и коллективизи-
рованными электронами проводимости возникают элек-
тростатические силы притяжения, которые стягивают
ионы. Такая связь называется металлической.
Силы связи в металлах оп-
ределяются силами отталкива-
ния и силами притяжения меж-
ду ионами и электронами. Ато-
мы (ионы) располагаются на
таком расстоянии один от дру-
гого, при котором сила взаимо-
действия минимальна. Как вид-
но из рис. 3, этому положению
соответствует равновесное сос-
тояние а0. Сближение атомов
(ионов) на расстояние меньше
«о или удаление их на рас-
стояние больше а0 осуществи-
мо лишь при совершении оп-
ределенной работы против сил
тяжения. Поэтому в металле а
гаются закономерно,
вильную кристаллическую решетку,
что соответствует минимальной
энергии взаимодействия атомов.
Кристаллическая решетка (рис. 4) состоит из во-
ображаемых линий и плоскостей, проходящих через
точки расположения ионов в пространстве. Ионы в уз-
лах кристаллической решетки колеблются с частотой
порядка 1013 колебаний/секунду. Эго движение не пре-
кращается даже при температуре, близкой к абсолют-
ному нулю. Жирными линиями выведен наименьший
параллелепипед, последовательным перемещением ко-
торого вдоль трех своих осей может быть построен
весь кристалл.
Этот наименьший объем кристалла, дающий пред-
ставление об атомной структуре металла в любом объ-
еме, получил название элементарной кри-
сталлической ячейки.
Для однозначной ее характеристики необходимо
знать три ребра (а, b и с) и три угла между осями а,
Р и у (см. рис. 4).
Рис. 4. Схема кристаллической решетки
Большинство металлов образует одну из следую-
щих высокосимметричных решеток с плотной упаков-
кой атомов: кубическую объемноцентрированную, ку-
бическую гранецентрированную и гексагональную
(рис. 5).
Как видно из рис. 5, а, вкубической о б ъ -
емноцентрированной решетке (о. ц. к.)
атомы расположены в углах куба и один атом в центре
объема куба. Кубическую объемноцентрированную ре-
шетку имеют металлы Rb, К, Na, Li, Tip, Zr₽, Та,
Fea, Mo, V/, V, Cr, Ba и др.
Б кубической гранецентрирован-
ной решетке (г. ц. к.) атомы расположены в уг-
лах куба и в центре каждой грани (рис. 5, б).
Эту решетку имеют металлы Саа, Се, Sra, Pb, Ni,
Ag, Au, Pd, Pt, Rh, Ir, Fev, Си и др.
Б гексагона ль ной решетке (рис. 5, в)
атомы расположены в углах и центре шестигранных
оснований призмы и три атома в средней плоскости
призмы.
Эту упаковку атомов имеют металлы Mg, Tia, Cd,
Re, Os, Ru, Zn, Coa, Be, Tla, Zra и др.
Расстояния между центрами ближайших атомов
в элементарной ячейке (см. рис. 5) называются пе-
риодами решетки. Период решетки выра-
жается в нанометрах нм (1 нм — 10“® см).
Период решетки а для большинства металлов нахо-
дится в пределах от 0,1 до 0,7 нм.
На одну элементарную ячейку объемноцентрирован-
ной решетки в целом (т. е. в совокупности с другими
соседними ячейками) приходятся два атома: один атом
в центре куба и один атом вносят атомы, располагаю-
щиеся в вершинах куба. Поскольку каждый атом в вер-
шине куба одновременно принадлежит восьми элемен-
тарным ячейкам (см. рис. 5, а), то, следовательно, на
данную ячейку приходится лишь х/8 массы этого атома,
а на всю решетку 1/s-8 = 1.
На одну элементарную ячейку гранецентрированной
кубической решетки приходятся четыре атома; из них
один атом (по такому же расчету, как и для объемно-
центрированной решетки) вносят атомы, находящиеся
в вершинах куба C/s-S), а три атома вносят атомы,
находящиеся на середине грани, так как каждый из
них принадлежит двум решеткам. Следовательно: х/2Х
Хб + х/8.8 = 4 атома.
На элементарную ячейку гексагональной плотно-
упакованной решетки приходятся шесть атомов (3 +
+ = 6).
Плотность кристаллической решетки, т. е. объем,
занятый атомами, которые условно можно рассматри-
вать как в достаточной степени жесткие шары (см.
рис. 5, в), характеризуется координационным
числом, под которым понимают
число атомов, находящихся на рав-
ном и наименьшем расстоянии от
одного (так называемого базисного)
атома. Чем выше координационное число, тем
больше плотность упаковки атомов.
Рис. 6. Схема, показывающая
число атомов, находящихся на
равном и наименьшем расстоя-
нии от данного атома для раз-
личных решеток:
а — кубическая граиецентри-
рованная; б — кубическая объ-
ем иоцентрирова иная; в — гек-
сагональная плотноупакован*
на я
в
Если взять за базисный атом А, находящийся в
центре куба, легко видеть (рис. 6, а), что на ближайшем
расстоянии от него находятся 8 угловых атомов. Следо-
вательно, координационное число для этой решетки 8
(К8) и коэффициент заполнения, определяемый как
отношение объема, занятого атомами, к объему ячейки,
составляет 68 %.
Для гранецентрированной (г. ц. к.) кубической кри-
сталлической ячейки координационное число 12 (К12);
каждый атом имеет 12 ближайших соседей (рис. 6, б).
Гексагональная плотноупакованная решетка, имею-
щая отношение с/а = 1,633, имеет координационное
число 12 (Г12), что также соответствует наибольшей
плотности упаковки атомов (рис. 6, в). В большинстве
металлов, кристаллизующихся в гексагональной си-
стеме, отношение с'/а находится в пределах 1,57—1,64,
т. е. отклонение от плотной упаковки (c/tz = 1,633)
невелико.
Гранецентрированная кубическая и гексагональ-
ная (с/а = 1,633) решетки являются наиболее компакт-
ными решетками, в которых коэффициент заполнения
составляет 74 %.
Кристаллографические обозначения атомных плос-
костей. Для определения положения атомных плоско-
стей (проходящих через атомы) в кристаллических
пространственных решетках пользуются индексами h,
k, I, представляющими собой три целых рациональ-
ных числа, являющихся по значениям обратными от-
резкам, отсекаемым данной плоскостью на осях ко-
ординат. Единицы длины вдоль этих осей выбирают
равными длинам ребер элементарной ячейки.
Приведем примеры обозначения плоскостей. Уста-
новим первоначально индексы плоскости
куба. Как видно из рис. 7, каждая плоскость куба
пересекает только одну ось, при этом отрезки будут
равны (1, оо, оо); (оо, 1, оо); (оо, оо, 1). Обратные зна-
чения отсекаемых отрезков будут соответственно равны
1, 0, 0; 0, 1, 0; 0, 0, 1. Индексы плоскостей hkl обычно
пишут в круглых скобках и не разделяют запятыми
(100), (010), (001).
В кубической решетке, кроме плоскостей куба
(рис. 7, а), различают плоскости октаэдра (111)
(рис. 7, б) и плоскости ромбического додекаэдра (НО)
(рис. 7, в).
В гранецентрированной кубической решетке плос-
костью с наиболее плотным расположением атомов бу-
дет плоскость октаэдра (111), а в объемноцентрирован-
ной кубической решетке (ПО).
Индексы направлений. Для описания направления
в кристалле выбирают прямую, проходящую через
начало координат. Ее положение однозначно опреде-
ляется индексами uvw первого узла, через который она
проходит. Поэтому индексы узла uvw являются также
и индексами направления. Условимся под кристалло-
графическими индексами узловой прямой (направле-
ния) понимать три целых взаимно простых числа, ха-
рактеризующих положение ближайшего узла, лежащего
на данном направлении, измеренном в осевых едини-
цах. Кристаллографические индексы направлений за-
ключают в квадратные скобки [uvw].
В качестве примера напишем индексы основных на-
правлений в кубической решетке (рис. 7, г). Индексы
осей решетки: ось х [100], ось у [010], ось z [001].
Индексы диагоналей граней: [ПО], [101], [ПО]. Ин-
дексы пространственной диагонали [111].
Анизотропия. Вследствие того, что расстояние
между атомами в кристаллической решетке в разных
направлениях различно, многие свойства (химические,
физические, механические) кристалла зависят от на-
правления. Подобная неодинаковость свойств моно-
кристалла в разных кристаллографических направле-
ниях называется анизотропией.
Технические металлы являются поликристаллами,
т. е. состоят из большого числа анизотропных кристал-
литов. В большинстве случаев кристаллиты различно
ориентированы, поэтому во всех направлениях свой-
ства более или менее одинаковы, т. е. поликристалли-
ческое тело является изотропным. В кристаллах
с одинаковой ориентировкой такой мнимой изотроп-
ности наблюдаться не будет.
Дефекщь1__ кристаллической решетки. В строении
любого реального" кристалла всегда имеются несовер-
шенства (дефекты). Дефекты кристаллического строе-
ния подразделяют по геометрическим признакам на
точечные, линейные и поверхностные.
Точечные дефекты (рис. 8) малы во всех
грех измерениях, размеры их не превышают несколь-
ких атомных диаметров. К точечным дефектам отно-
сятся вакансии (дефекты Шоттки), т. е.
узлы решетки, в которых атомы отсутствуют. Вакан-
сии образуются в результате перехода атома из узла
решетки на поверхность или полного испарения его
с поверхности кристалла.
В кристалле всегда имеются атомы, кинетическая
энергия которых значительно выше средней, свойствен-
ной данной температуре нагрева. Такие атомы, особенно
расположенные у поверхности, могут выйти на поверх-
ность кристалла, а их место займут атомы, находящиеся
дальше от поверхности. Принадлежавшие указанным
Рис. 8, Дефекты строения кристаллической решетки:
1 — вакансия; 2 — межузельные атомы; 3 — замещенный примесный
атом; 4 — внедренный примесный атом; 5 — краевая дислокация; 6 —
малоугловая граница; 7 моноатомный слой примесных атомов; 8 *=*
большеугловая граница
атомам узлы окажутся свободными, т. е. возникнут
тепловые вакансии.
Число вакансий при температуре, близкой к тем-
пературе плавления, может достигнуть 1 % по отноше-
нию к числу атомов в кристалле.
В результате перехода атома из узла решетки в меж-
доузлие образуются межузельные атомы (де-
фекты Френкеля) (см. рис. 8). На месте атома,
вышедшего из узла решетки в междоузлие, образуется
вакансия.
Возникновение межузельных атомов в металлах
затруднено, основными точечными дефектами в них
являются тепловые вакансии.
Точечные дефекты вызывают местное искажение
кристаллической решетки (см. рис. 8) и влияют на не-
которые физические свойства (электропроводность, маг-
нитные и др.), а также на фазовые превращения в спла-
вах.
Линейные несовершенства (дефекты)
имеют малые размеры в двух измерениях и большую
протяженность в третьем измерении. Эти несовершен-
ства называются дислокациями.
Краевая дислокация (рис. 8.) представ-
ляет собой локализованное искажение кристалличе-
ской решетки, вызванное наличием в ней «лишней»
атомной полуплоскости или экстраплоскости (перпенди-
кулярна к плоскости чертежа).
Наиболее простой и наглядный способ образования
дислокаций в кристалле — сдвиг (рис. 9, а). Если верх-
нюю часть кристалла сдвинуть относительно нижней
на одно межатомное расстояние, причем зафиксиро-
вать положение, когда сдвиг охватил не всю плоскость
скольжения, а только часть ее ABCD, то граница
между участком, где скольжение уже произошло, и
ненарушенным участком в плоскости скольжения и
будет дислокацией (рис. 9, б). Как видно из рис. 9, б,
линия краевой дислокации перпендикулярна вектору
сдвига.
Край экстраплоскости АВ представляет собой ли-
нию краевой дислокации, длина которой может дости-
гать многих тысяч межатомных расстояний. Дислока-
ция может быть прямой или выгнутой в ту или другую
сторону.
Если экстраплоскость находится в верхней части
кристалла, то дислокацию называют положительной
и обозначают _|_ (рис. 9, в), а если в нижней — то отрица-
тельной и обозначают Т (рис. 9, г). Различие между
положительной и отрицательной дислокациями чисто
условное. Переворачивая кристалл, мы превращаем
отрицательную дислокацию в положительную. Знак
дислокаций важен при анализе их взаимодействия.
Винтовая дислокация так же, как и
краевая, образована неполным сдвигом кристалла по
плоскости Q (рис. 10). В отличие от краевой она распо-
лагается параллельно направлению сдвига (рис. 10, а).
При наличии винтовой дислокации кристалл можно
рассматривать как состоящий из одной атомной плос-
кости, закрученной в виде винтовой поверхности.
На рис. 10, б показано расположение атомов на вин-
товой поверхности вдоль винтовой дислокации.
Вокруг дислокаций на протяжении нескольких меж-
атомных расстояний возникают искажения решетки.
Дислокации образуются в процессе кристаллиза-
ции металлов (при срастании зерен и блоков) из группы
вакансий, а также в процессе пластической деформа-
ции и фазовых превращений. Важной характеристикой
6 г
Рис. 9, Краевые дислокации:
а *— сдвиг, создавший краевую дислокацию; б — пространственная
схема краевой дислокации; в, г — схемы расположения атомов у ди-
слокации
Рис. 10. Пространственная модель образования винтовой дислокации
в результате неполного сдвига по плоскости (и) и расположение атомов
в области винтовой дислокации (б)
дислокаций является их плотность. Под плотностью
дислокаций понимают суммарную длину дислокаций I,
см, приходящуюся на единицу объема V, см8, кристалла:
Р ~ YJIV- Таким образом размерность плотности дис-
локаций см"®.
Граница
Рис. И. Строение зерна металла:
а — схема зерна и блочная структура; б =»
зернистая структура металла, Х200; в«
блочная структура металла. Х24 ООО
Плотность дислокаций определяют эксперимен-
тально путем подсчета числа выходов дислокаций, пере-
секающих единицу площади металлографического
шлифа. На рис. 2, в показаны следы дислокаций, рас-
положенных по границам блоков железа. Подсчиты-
вая число таких точек, определяют плотность дисло-
каций.
Поверхностные несовершенства
(см. рис. 8) малы только в одном измерении. Они
представляют собой поверхности раздела между от-
дельными зернами или их блоками (субзернами) поли-
кристаллического металла.
Каждое зерно металла состоит из отдельных суб-
зерен (блоков), образующих так называемую суб-
структуру (рис. 11, а). Обычно зерна металла
разориентированы на величину от нескольких долей
градуса (малоугловые границы) до нескольких граду-
сов или нескольких десятков градусов (высокоугло-
вые границы).
Блоки (субзерна) повернуты один по отношению
к другому на угол от нескольких секунд до нескольких
минут (малоугловые границы), их размеры на три-
четыре порядка меньше размеров кристаллитов (КГ6—•
10-4 см). Если не учитывать точечные несовершенства,
то в пределах каждого блока (или субзерна) решетка
почти идеальная.
Границы между отдельными кристаллитами (зер-
нами) представляют собой переходную область шири-
ной в 5—10 межатомных расстояний, в которой атомы
расположены менее правильно, чем в объеме зерна
(см. рис. 8). По границам зерен в технических метал-
лах концентрируются примеси, что еще больше нару-
шает правильный порядок расположения атомов.
Границы блоков (субзерен), а также малоугловые
границы зерен образованы дислокациями (см. рис. 8
и 2, в).
В реальном поликристаллическом металле число
дислокаций огромно (10“4—101г см~2).
Г пава КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ МЕТАЛЛОВ
II И СТРОЕНИЕ
МЕТАЛЛИЧЕСКОГО СЛИТКА
Кристаллизация металлов
Переход металла из жидкого состояния в твердое назы-
вается кристаллизацией. Она протекает
Рис, 13. Кривые охлаждения в случае кристаллизации металла при
различных степенях переохлаждения А/.
гЕ 1— равновесная температура кристаллизации (6 = <jt)
вследствие перехода к термодинамически более устой-
чивому состоянию с меньшей энергией Гиббса G*
(свободной энергией).
При температуре /п значения G металла в жидком
и твердом состояниях равны (рис. 12). Температура ta
соответствует равновесной температуре кристаллиза-
ции (или плавления) данного вещества, при которой обе
фазы (жидкая и твердая) могут существовать одновре-
менно. Выше /„ более устойчив жидкий металл, имею-
щий меньшее значение G, а ниже этой температуры
устойчив твердый металл.
Процесс кристаллизации развивается, если имеется
разность АС (рис. 12).
* Согласно второму закону термодинамики ин один процесс не может
самопроизвольно совершаться без уменьшения свободной энергии Гиббса,
С повышением температуры она уменьшается.
Следовательно, процесс кристаллизации может про-
текать лишь при переохлаждении металла ниже 1п.
Разность А/ между температурой t„ и температурой /к,
при которой протекает кристаллизация, называется
степенью п е р е о х л а ж д е н и я: Д/ = tn —
На рис. 13 приведены кривые охлаждения, построен-
ные методом термического анализа, которые характери-
зуют процесс кристаллизации чистых металлов при
охлаждении с разной скоростью v. При медленном
охлаждении степень переохлаждения невелика, и кри-
сталлизация протекает при температуре, близкой к рав-
новесной (кривая о,). На кривых охлаждения при тем-
пературах кристаллизации отмечаются горизонталь-
ные площадки (остановка в падении температуры),
образование которых объясняется выделением скрытой
теплоты кристаллизации.
С увеличением скорости охлаждения степень пере-
охлаждения возрастает (кривые v2, vs), и процесс кри-
сталлизации протекает при температурах, лежащих
значительно ниже ta. Степень переохлаждения Д£
зависит от природы и чистоты металла; обычно она не
превышает 10—30 °C. Чем___чище -жидкий металл, тем
он более склонен к переохлаждению. При очень боль-
ших скоростях охлаждения можно получать «аморф-
ный» металл.
Как впервые установил Д. К- Чернов, процесс
кристаллизации начинается с об-
разования кристаллических заро-
дышей (центров кристаллизации)
и продолжается при их росте (рис. 14).
Пока образовавшиеся кристаллы растут свободно,,
они могут иметь геометрически относительно правиль-
ную форму. При столкновении же растущих кристаллов
их правильная форма нарушается. В результате расту-
щие кристаллы, имеющие сначала геометрически пра-
вильную форму, после затвердевания получают не-
правильную внешнюю форму; их называют кри-
сталлитами или зернами.
Самопроизвольное образование зародышевых центров.
Явления, протекающие в процессе кристаллизации,
сложны и многообразны. В жидком металле атомы рас-
положены не хаотично, как в газообразном состоянии,
и в то же время в их расположении нет того порядка,
оторый характерен для твердого (кристаллического)
тела. В жидком металле сохраняется лишь так называе-
мый ближний порядок1. Это значит, что в от-
дельных микрообъемах имеется изменяющееся во вре-
мени размещение атомов, соответствующее твердому
состоянию (рис. 15, в).
При температуре ниже ta микрообъемы, имеющие
расположение атомов, подобное размещение атомов
в твердом металле, могут превратиться в центры кри-
сталлизации (зародыши).
В процессе кристаллизации возникают зародыши
разного размера, однако не все они способны к росту.
Это объясняется тем, что, с одной стороны, при кри-
сталлизации энергия Гиббса G уменьшается вследствие
перехода некоторого объема жидкого металла в твердый
(рис. 16, кривая /), а с другой стороны, возрастает
(рис. 16, кривая 2) благодаря образованию поверхности
раздела, с которой связана некоторая поверхностная
энергия или энергия поверхностного натяжения.
При образовании зародыша размером меньше А’к
(рис. 16, кривая 5) свободная энергия системы возра-
стает, так как приращение энергии Гиббса G вследствие
образования новой поверхности перекрывает его умень-
шение в результате образования зародышей твердого,
металла.
Следовательно, зародыш размером меньше RK расти
не может и растворяется в жидком металле. Если воз-
1 Кроме ближнего порядка, в твердом (кристаллическом) теле име-
ется и дальний порядок. Постоянство межатомных расстояний и угловых
соотношений при дальнем порядке сохраняется на больших расстояниях.
никает зародыш размером более 7?к, то он устойчив л
способен к росту, так как при увеличении его размеров
энергия Гиббса системы уменьшается.
Рнс. 16. Модели строения кристаллического (а) и жид-
кого (б, е) металла
Минимальный размер зародыша RK,
способного к росту пр и данных тем-
пературных условиях, называется
критическим размером зародыша.
С увеличением степени переохлаждения А/ размер
критического зародыша уменьшается (см. рис. 16, б),
а следовательно, число зародышей, способных к росту,
возрастает.
Рост зародышевых центров. Рост зародыша проис-
ходят в результате перехода атомов из переохлажден-
ного расплава к кристаллам.
Различают два последовательных элементарных про-
цесса роста кристаллов:
1) образование двумерного зародыша (т. е. зародыша
одноатомной толщины) на плоских гранях кристалла;
двумерный зародыш должен иметь размер не меньше
критического;
Рис. 16. Изменение энергии Гиббса металла при образовании зародышей
кристалла в зависимости от их размера (а) и степени переохлаждения (б):
1 — уменьшение энергии Гиббса в результате образования зародыша
твердого металла; 2 — возрастание энергии Гиббса вследствие образова-
ния поверхности раздела между твердым и жидким металлом; 3 — сум-
марное изменение термодинамического потенциала
2) рост двумерного зародыша за счет атомов, по-
ступающих из переохлажденной жидкости. После об-
разования на плоской грани двумерного зародыша даль-
нейший рост нового слоя протекает сравнительно легко,
так как появляются участки, удобные для закрепления
атомов, переходящих из жидкости. Как видно из рис. 17,
атом в положении 1 закреплен слабо, и может вновь
оторваться. Атом же, поступивший в положение 2,
имея три связи, закрепляется надежно. Когда слой
атомов покроет всю грань, для образования следую-
щего слоя необходим новый двумерный зародыш кри-
тического размера.
Скорость роста кристаллов определяется вероятно-
стью образования двумерного зародыша. Чем больше
степень переохлаждения, тем меньше размер критиче-
ского зародыша, и тем легче он образуется.
Рост кристалла облегчается тем, что грани его не
представляют идеально ровных плоскостей. В этом
2
Рис. 17 Схема роста кристалла при образовании двухмерного зародыша
(а) и вокруг винтовой дислокации (б)
случае рост кристалла может протекать даже без об-
разования двумерного зародыша. Например, в расту-
щем кристалле всегда имеются дислокационные несо-
вершенства. В месте выхода на поверхность винтовой
дислокации имеется ступенька, к которой легко при-
соединяются атомы, поступающие из жидкости. Поэ-
тому нередко наблюдается спиральный рост кристал-
лов (рис. 17, б).
Число центров кристаллизации и скорость роста
кристаллов. Скорость процесса кристаллизации и строе-
ние металла после затвер-
девания зависят от числа
зародышей (центров крис-
таллизации), возникаю-
щих в единицу времени в
единице объема [1/(мм8.
• с)], и от скорости роста
зародышей, т. е. от ско-
рости увеличения линей-
ных размеров растущего
кристалла в единицу вре-
мени (мм/с).
Как видно из рис. 18,
число зародышей (ч. з.) и
Рис. 18. Схема зависимости числа
вародышей (ч.з) и скорости их роста
(с. р.) от степени переохлаждения
М
скорость их роста (с. р.) при равновесной температуре
кристаллизации (1П) равны нулю, и поэтому процесс
кристаллизации не протекает. При увеличении сте-
пени переохлаждения они возрастают, достигают при
определенной степени переохлаждения максимума,
после чего снижаются.
С ростом переохлаждения А/ разность энергий
Гиббса AG жидкого и твердого металлов (см. рис. 12)
возрастает, что способствует повышению скорости кри-
сталлизации. Однако для образования и роста зароды-
шей требуется диффузионное перемещение атомов
в жидком металле. Поэтому при больших степенях
переохлаждения (низкая температура) вследствие
уменьшения скорости диффузии образование зароды-
шей и их рост затруднены. Как следствие этого, число
зародышей и скорость их роста уменьшаются. При
очень низких температурах (большой степени пере-
охлаждения) диффузионная подвижность атомов на-
столько мала, что большая разность энергии Гиббса AG
оказывается недостаточной для образования кристал-
лических зародышей и их роста. В этом случае затверде-
вание приводит к аморфному состоянию.
Величина зерна. Чем больше центров кристаллиза-
ции (зародышей) и меньше скорость их роста, тем
'мельче кристалл, выросший из одного зародыша (зерно
металла).
Величина зерна может меняться в пределах от 0,4
до 0,001 мм.
При небольшой степени переохлаждения (малой ско-
рости охлаждения) число зародышей мало и скорость
роста велика. В этих условиях будет получено круп-
ное зерно. С увеличением степени переохлаждения число
зародышей возрастает в большей мере, чем скорость
их роста, и размер зерна в затвердевшем металле
уменьшается (рис. 18).
Чем больше размер зерна, тем ниже пластичность
и прочность металла.
Величина зерна зависит не только от степени пере-
охлаждения. На размер зерна влияют температура
нагрева и разливки жидкого металла, его химический
состав и присутствие в нем посторонних примесей.
Гетерогенное образование зародышей. Образование
зародышей в жидком металле по описанному меха-
низму называется самопроизвольным, или
спонтанным.
Самопроизвольное зарождение кристаллов в жидком
металле затруднительно. Чаще источником образова-
ния зародышей являются твердые частицы, которые
всегда присутствуют в расплаве. Если примеси имеют
кристаллическую решетку, близкую по строению к за-
твердевающему металлу (так называемые изоморфные
примеси), то они играют роль готовых центров кристал-
лизации. Чем больше примесей, тем больше центров
кристаллизации, тем мельче получается зерно. Такое
образование зародышей называется гетероген-
н ы м.
В некоторых случаях растворенные в жидком ме-
талле примеси также могут измельчать зерно и изме-
нять его форму.
^Модифицирование. Использование примесей для
получения “мелкого зёрна называется модифици-
рованием. При модифицировании в расплав-
ленный металл (сплав) вводят небольшое количество
специальных веществ (модификаторов), которые, прак-
тически не изменяя его химического состава, вызывают
при кристаллизации измельчение зерна и тем способ-
ствуют улучшению механических свойств. Так, при
модифицировании магниевых сплавов зерно умень-
шается от 0,2—0,3 до 0,01—0,02 мм. При литье слитков
и фасонных отливок модифицирование чаще проводят
введением в расплав добавок, которые образуют туго-
плавкие соединения (карбиды, нитриды, оксиды), кри-
сталлизующиеся в первую очередь. Выделяясь в виде
мельчайших частиц, эти соединения служат зароды-
шами кристаллов.
Строение металлического слитка
Кристаллы, образующиеся в процессе затвердевания
металла, в зависимости от скорости охлаждения, ха-
рактера и количества примесей могут иметь различную
форму.
Чаще в процессе кристаллизации образуются раз-
ветвленные, или древовидные, кристаллы, получив-
шие название дендритов1 (рис. 19). При образо-
вании кристаллов первоначально образуются длинные
ветви — так называемые оси первого порядка (главные
оси дендрита /).
Одновременно с удлинением осей первого порядка
на их ребрах происходит зарождение и рост перпенди-
1 Дендрит — от греческого слова «дендрон» (дерево).
кулярных к ним таких же ветвей второго порядка (//).
В свою очередь на осях второго порядка зарождаются
и растут оси третьего порядка (III). В конечном счете
образуются кристаллы в форме дендритов. Правиль-
ная форма дендритов искажается в результате столкно-
Рис. 20. Схема строения (а) и ма-
кроструктура (б) литой стали:
1 — эона мелких различно ориен-
тированных кристаллов; 2 — зона
столбчатых кристаллов; 3 — зона
крупных различно ориентирован-
ных кристаллов
пения и срастания частиц на поздних стадиях кристал-
лизации.
Кристаллизация жидкого металла начинается у по-
верхности более холодной формы и вначале происходит
преимущественно в примыкающем к поверхности тон-
ком слое сильно переохлажденной жидкости. Вслед-
ствие большой скорости охлаждения это приводит
к образованию на поверхности слитка очень узкой
зоны 1 сравнительно мелких равноосных кристаллов
(рис. 20).
За зоной 1 расположена зона 2 удлиненных дендри-
тов. Рост этих кристаллов происходит в направлении
отвода тепла, т. е. нормально к стенкам изложницы.
Последовательный рост дендритов от стенки излож-
ницы происходит благодаря продвижению в глубь
расплава ветвей первого порядка и их разветвлению
(рис. 20).
В случае сильного перегрева металла, быстрого
охлаждения его, высокой температуры литья и спокой-
ного заполнения формы зона удлиненных дендритов
может полностью заполнить весь объем.
При низкой температуре литья и медленном охлаж-
дении, например в серединных слоях крупных отли-
вок, также создаются условия для возникновения за-
родышей кристаллов. Это приводит к образованию во
внутренней части отливки структурной зоны 3, состоя-
щей из равноосных различно ориентированных ден-
дритов (рис. 20). Размеры этих кристаллов зависят
от степени перегрева жидкого металла, скорости ох-
лаждения, химического состава, наличия примесей и др.
Тугоплавкие частицы, находящиеся в жидком ме-
талле, способствуют развитию зоны мелких равноос-
ных кристаллов.
Жидкий металл имеет больший удельный объем,
чем твердый; поэтому в той части слитка, которая за-
твердевает в последнюю очередь, образуется полость —
усадочная раковина. Усадочная раковина окружена
наиболее загрязненной частью металла, в котором после
затвердевания образуются микро- и макропоры и
пузыри.
Полиморфные превращения. Значительное число ме-
таллов в зависимости от температуры может существо-
вать в разных кристаллических формах или в разных
полиморфных модификациях. В ре-
зультате полиморфного превращения атомы кристалли-
ческого тела, имеющие решетку одного типа, пере-
страиваются таким образом, что получается кристал-
лическая решетка другого типа. Полиморфную моди-
фикацию, устойчивую при более низкой температуре,
для большинства металлов принято обозначать бук-
вой а, при более высокой |3, затем -у и т. д.
Известны полиморфные превращения Fea Fe^,
Sna=^Snp, Tia Tip, а также для Со, Мп, Са, Li,
Na и др.
Полиморфное превращение Протекает благодаря
переходу кристаллического вещества (металла) в со-
стояние с меньшей энергией Гиббса (рис. 21, а). Поли-
т
Рис, 21. Кривые изменения энергии Гиббса (о) и кривые
охлаждения металла М (б), имеющего полиморфное превра-
щение а (3.
— равновесная температура полиморфного превращения
морфное превращение осуществляется образованием
зародышей и последующим их ростом (рис. 21, б)
в результате перехода атомов из старой модификации
в новую 1. Зародыши новой модификации наиболее
1 Фазовые превращения, протекающие в твердом металле, нередко
называют перекристаллизацией.
часто возникают на границах исходных зерен. В ре-
зультате превращения получаются новые кристалли-
ческие зерна, имеющие другой размер и форму.
Переход металла из одной аллотропической модифи-
кации в другую в условиях равновесия (малой степени
переохлаждения) протекает при постоянной темпера-
туре и сопровождается выделением тепла, если пре-
вращение протекает при охлаждении, и поглощением
тепла в случае нагрева. Поэтому на кривых охлажде-
ния (рис. 21, б) при температуре полиморфного пре-
вращения (несколько ниже tn) отмечается площадка.
В реальных условиях полиморфные превращения про-
текают лишь при значительном переохлаждении (пере-
греве) относительно равновесной температуры поли-
морфного превращения tn.
Изменение компактности кристаллической решетки
при переходе из одной полиморфной формы в другую
влечет за собой изменение объема вещества и его свойств.
Г лава ДЕФОРМАЦИЯ
!!! И РАЗРУШЕНИЕ МЕТАЛЛОВ
Деформация металлов
Деформацией называется измене-
ние размеров и форм тела под дей-
ствием приложенных сил. Деформация
вызывается действием внешних сил, приложенных
к телу, или различными физико-механическими про-
цессами, происходящими в самом теле (например,
изменением объема отдельных кристаллов при фазовых
превращениях или вследствие температурного гра-
диента). При этом напряжения, МПа, в случае одноос-
ного растяжения S — P*/F.
Сила Р, приложенная к некоторой площадке F,
обычно не перпендикулярна к ней, а направлена под
некоторым углом, поэтому в теле возникают нор-
мальные и касательные напряжения
(рис. 22, а). Напряжения могут быть и с т и н и ы м и,
* Понятие напряжения сведено для оценки нагрузки, не зависящей
от размеров деформируемого тела.
когда силу относят к сечению, существующему в дан-
ный момент деформации, иусловными, когда силу
относят к исходной площади сечения. Истинные каса-
тельные напряжения обозначают t, нормальные s,
а условные соответственно т и о. Нормальные напряже-
ния подразделяют на растягивающие (поло-
жительные) и сжимающие (отрица-
тель н ы е).
Рис. 22. Образование нормальных с и касательных т напряжений в слу-
чае приложения силы Р к площади F (а) и эпюры растягивающих напря-
жений при различных концентраторах напряжений (б)
Наличие в испытуемом образце (изделии) механи-
ческих надрезов, трещин, внутренних Дефектов ме-
талла и т. д. приводит к неравномерному распределе-
нию напряжений, создавая у основания надреза
пиковую концентрацию нормальных напряжений
(рис. 22, б). В связи с этим такие источники концентра-
ции напряжений называют концентраторами
напряжений. Пик напряжений о„ тем больше,
чем меньше радиус г концентратора напряжения и
чем больше глубина надреза с. ок = 2ои Ус/r, где он —
номинальное (среднее) напряжение.
Так как напряжения вызываются разными причи-
нами, то различают временные напряже-
ния, обусловленные действием внешней нагрузки и
исчезающие после ее снятия, и внутренние
остаточные напряжения, возникающие и
уравновешивающиеся в пределах тела без действия
внешней нагрузки.
Внутренние остаточные напряжения получаются
в процессе быстрого нагрева или охлаждения металла
вследствие неоднородного расширения (сжатия) по-
верхностных и внутренних слоев. Эти напряжения на-
зывают тепловыми или термическими.
Кроме того, напряжения появляются в процессе кри-
сталлизации, при неоднородной деформации, при тер-
Б 6 г G
Рис. 23. Схема упругой и пластической деформаций металла под действием
напряжения сдвига т:
а — первоначальный кристалл; б — упругая деформация; в — увеличе-
ние упругой и пластической деформации, вызванных скольжением при
нагружении, бблыпем предела упругости; г — напряжение, обусловли-
вающее появление сдвига (после сдвига сохранилась остаточная дефор-
мация); д — образование двойника
мической обработке вследствие неоднородного проте-
кания структурных превращений по объему и т. д.
Их называют фазовыми или структурными.
Упругая деформация. Упругой называют
деформацию, влияние которой на
форму, структуру и свойства тела
полностью устраняется после пре-
кращения действия внешних сил. Уп-
ругая деформация не вызывает заметных остаточных
изменений в структуре и свойствах металла; под дей-
ствием приложенной нагрузки происходит незначи-
тельное, полностью обратимое смещение атомов, или
поворот блоков кристалла.
Пластическая деформация. При достижении каса-
тельными напряжениями предела или порога упругости
деформация становится необратимой. При снятии на-
грузки устраняется лишь упругая составляющая де-
формации. Часть же деформации, которую называют
пластической, остается.
Пластическая деформация в монокристаллах может
осуществляться скольжением и двойникованием.
Скольжение — смещение отдельных частей кри-
сталла — одной части относительно другой происходит
под действием касательных напряжений, когда эти
напряжения в плоскости и в направлении скольжения
достигают определенного критического значения
(рис. 23).
Скольжение протекает по плоско-
стям и направлениям с наиболее
плотной упаковкой атомов, в кото-
рых сопротивление сдвигу наи-
меньшее. Это объясняется тем, что расстояние
между соседними атомными плоскостями наибольшее,
т. е. связь между ними наименьшая.
Рис. 24. Движение краевой дислокации с образованием ступеньки еди-
ничного сдвига на поверхности кристалла
В металлах с г. ц. к. решеткой, таких как у-железо,
Си, А1 и др. (см. рис. 7), скольжение протекает по плос-
костям октаэдра (111) ив направлении диагонали
грани куба [110]. В металлах с о. ц. к. решеткой
(a-железо, Сг, Мо и др.) процесс скольжения наиболее
легко осуществляется по плоскостям (110) и в направ-
лении пространственной диагонали куба [111] (см.
рис. 7). В металлах, имеющих гексагональную плот-
ноупакованную решетку (Mg, Zn, Be и др.), скольже-
ние идет по плоскости базиса (0001) и в направлении
[2110].
Чем больше в металле возможных плоскостей и
направлений скольжения, тем выше его способность
к пластической деформации.
Однако скольжение (сдвиг) не следует представлять
как одновременное передвижение одной части кристалла
относительно другой. Такой жесткий или синхронный
сдвиг (рис. 23) потребовал бы напряжений, в сотни
или даже тысячи раз превышающих те, при которых
в действительности протекает процесс деформации.
Скольжение осуществляется в
плоскости скольжения в резуль-
тате перемещения в кристалле дис-
локаций (рис. 24). Так же смещаются атомы не
только в плоскости чертежа, но и во всех атомных
слоях, параллельных этой плоскости.
Перемещение дислокаций через весь кристалл при-
водит к сдвигу соответствующей части кристалла на
одно межатомное расстояние (рис. 24), при этом справа
на поверхности кристалла образуется ступенька. Дис-
локации в кристаллической решетке могут двигаться
по плоскости скольжения при очень малых напряже-
ниях сдвига. Следует иметь в виду, что перемещение
дислокаций, образовавшихся в процессе кристалли-
зации, ограничено. Большие деформации возможны
только тогда, когда движение этих дислокаций в про-
цессе пластической деформации вызывает появление
или размножение большого количества новых дисло-
каций.
При высоких степенях деформации их плотность
достигает 1011—1012 см-2 вместо 10®—108 см-2 до де-
формации.
Силовые (упругие) поля дислокаций взаимодейст-
вуют между собой. Если дислокации, расположенные
в одной плоскости скольжения, имеют одинаковый
знак, то они отталкиваются одна от другой; если дис-
локации разного знака, то они взаимно притягиваются.
Сближение дислокаций разного знака приводит к их
взаимному уничтожению (аннигиляции).
Дислокации, движущиеся в деформированном ме-
талле, порождают большое число дислоцированных
атомов и вакансий.
Пластическая деформация металлов с плотноупако-
ванными решетками К12 и Г12, кроме скольжения,
может осуществляться двойникованием, которое сво-
дится к переориентировке части кристалла в положе-
ние, симметричное по отношению к первой части отно-
сительно плоскости, называемой плоскостью
двойникования (см. рис. 23, д). Двойнико-
вание подобно скольжению сопровождается прохожде-
нием дислокаций сквозь кристалл.
ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ МЕТАЛЛОВ ПРИ
ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ. Пластическая де-
формация поликристаллического металла протекает
аналогично деформации монокристалла путем сдвига
(скольжения) или двойникования. Формоизменение ме-
талла при обработке давлением происходит в резуль-
тате пластической деформации каждого зерна. При
этом следует иметь в виду, что зерна ориентированы
неодинаково, поэтому пластическая деформация не мо-
жет протекать одновременно и одинаково во всем объеме
поликристалла.
Под микроскопом на предварительно полированных
и затем деформированных образцах сначала можно
наблюдать следы скольжения в виде прямых линий;
в пределах отдельных зерен эти линии ориентированы
одинаково.
При больших степенях деформации вследствие
скольжения зерна (кристаллиты) меняют свою форму.
Рис. 25. Изменение формы зерна металла в результате скольжения:
а — до деформации; б — после деформации
Так, до деформации зерно имело округлую форму
(рис. 25, а). После деформации в результате смещений
по плоскостям скольжения зерна вытягиваются в на-
правлении действующих сил Р, образуя волокнистую
или слоистую структуру (рис. 25, б). Одновременно
с изменением формы зерна внутри него происходит
дробление блоков и увеличение угла разориентировки
между ними.
При больших степенях деформации возникает преи-
мущественная кристаллографическая ориентировка зе-
рен. Закономерная ориентировка кристаллитов относи-
тельно внешних деформирующих сил получила назва-
ние текстуры деформации.
Чем больше степень деформации, тем большая часть
кристаллических зерен получает преимущественную
ориентировку (текстуру). Характер текстуры зависит
от природы металла и вида деформации (прокатка,
волочение и др.). Образование текстуры способствует
появлению анизотропии механических и физических
свойств.
НАКЛЕП. С увеличением степени холодной де-
формации 1 свойства, характеризующие сопротивление
деформации (ов, о0>а, твердость и др.), повышаются,
а способность к пластической
Рис. 26. Влияние холодной
деформации на механиче-
ские свойства металла
деформации — пластичность
(ф и б) — уменыпается(рис. 26).
Упрочнение металла
в процессе пласти-
ческой деформации
получило название
наклепа.
Наклеп объясняется увели-
чением числа дефектов крис-
таллического строения (дисло-
каций, вакансий, межузельных
атомов). Дефекты кристалли-
ческого строения затрудняют
движение дислокаций, а следо-
вательно, повышают сопротив-
ление деформации и тем пре-
пятствуют дальнейшему разви-
тию пластической деформации.
Наибольшее значение имеет
увеличение плотности дислока-
ций, так как возникающее при
этом взаимодействие между
дислокациями тормозит даль-
нейшее их перемещение. В результате деформации
уменьшается плотность металла, сопротивление кор-
розии и повышается электросопротивление.
Разрушение металлов
При достаточно высоких напряжениях процесс дефор-
мации заканчивается разрушением. Разрушение
состоит из двух стадий — зарожде-
ния трещины и ее распространения
через все сечение образца (изде-
л и я).
1 Степень деформации
сечения до деформации, Ft
f — —L_----1_ ЮО %, где F'o — площадь
— площадь сечения после деформации.
Возникновение микротрещины чаще всего происхо-
дит благодаря скоплению движущихся дислокаций
перед препятствием (границы субзерен, зерен, все-
возможные включения и т. д.), что приводит к кон-
центрации напряжений, достаточных для образования
микротрещины (рис. 27, а).
Возможны и «безбарьерные» механизмы образова-
ния трещины, например в результате взаимодействия
дислокаций в кристаллической решетке (рис. 27, б).
Рис. 27. Скопление дислокаций в
у препятствия (а); слияние дисло-
каций и образование зародыше-
вой трещины (б)
е«*®оевее
Разрушение может быть хрупким и вяз-
ким. Вязкое разрушение происходит со значительной
пластической деформацией; при хрупком разрушении
пластическая деформация мала.
Вязкое разрушение обусловлено малой скоростью
распространения трещины. Скорость распростране-
ния хрупкой трещины велика — близка к скорости
звука. Поэтому нередко хрупкое разрушение называют
«внезапным» или «катастрофическим» разрушением.
Вязкому разрушению соответствует большая работа
распространения трещины.
По виду микроструктуры различают разрушение
транскр исталлитное и интеркри-
ст а л л и т н о е. При транскристаллитном разруше-
нии трещина распространяется по телу зерна, а при
интеркристаллитном она проходит по границам зерен.
При распространении трещины по телу зерна может
происходить как вязкое, так и хрупкое разрушение.
Межзеренное разрушение всегда является хрупким
и обычно происходит при выделении по границам зе-
рен частиц хрупкой фазы.
По внешнему виду излома (визуальное наблюдение)
можно судить о характере разрушения. Волокнистый
Рис. 28. Виды изломов стали, X 10 000:
а — вязкий излом и его микрофрактография (чашечный излом); б — хруп-
кий излом и его микрофрактография (ручьистый излом)
излом (матовый) (рис. 28, а) свидетельствует о вязком
разрушении, кристаллический (блестящий) излом
(рис. 28, б) является результатом хрупкого разруше-
ния.
Изучение структуры излома с помощью электрон-
ного или растрового микроскопа (микрофрактография)
позволяет более уверенно судить о характере разруше-
ния. Вязкое разрушение характеризуется «чашечным»
микростроением излома (рис. 28, а).
Хрупкое разрушение имеет «ручьистое» строение
(рис. 28, б) поверхности излома.
Глава МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
IV МЕТАЛЛОВ
Под механическими свойствами по-
нимают характеристики, опреде-
ляющие поведение металла под дей-
ствием приложенных внешних сил.
К механическим свойствам относят сопротивление ме-
талла (сплава) деформации (прочность) и сопротивле-
ние разрушению (пластичность, вязкость, а также
способность металла не разрушаться при наличии тре-
щин) .
В результате механических испытаний получают
количественные значения механических свойств, т. е.
значения напряжений или деформаций, при которых
происходят изменения механического состояния мате-
риала.
Механические свойства
при статических испытаниях
Статическими называют испытания,
при которых прилагаемая к образцу
нагрузка возрастает медленно и
плавно. Чаще применяют испытание на растяже-
ние, позволяющее по результатам одного опыта устано-
вить несколько важных механических характеристик
металла или сплава.
Для испытания на растяжение используют стан-
дартные образцы (ГОСТ 1497—73). Машины для испы-
таний снабжены прибором, записывающим диаграмму
растяжения (рис. 29).
Кривая 1 характеризует поведение (деформацию)
еталла под действием условных напряжений, о =
= P/Fo МПа. Кривая 2 описывает поведение (деформа-
цию) металла под действием истинных напряжений
S = P/FK. При испытании на растяжение обычно
пользуются диаграммой условных напряжений. Как
видно из рис. 29, а, до точки А деформация пропорцио-
нальна напряжению. Тангенс угла наклона прямой ОА
< оси абсцисс характеризует модуль нормаль-
ной упругости материала Е = о/6
,о = £6, здесь 6 — относительная деформация). Мо-
дуль нормальной упругости в большинстве случаев
не зависит от структуры металла и определяется силами
межатомной связи. Все другие механические свойства
являются структурно чувствительными и изменяются
в зависимости от структуры (обработки) в широких
пределах.
Рис. 29. Диаграммы: а — растяжения металлов для условных (сплош-
ная линия) и истинных (штриховая линия) напряжений (а) и истин-
ных напряжений (б):
I — область упругой деформации; II — область пластической
деформации; III — область развития трещин
Напряжение оп_ у, соответствующее точке А, на-
зывают пределом пропорционально-
сти. Обычно определяют условный предел пропорцио-
нальности, т. е. напряжение, при котором отступле-
ние от линейной зависимости между напряжениями и
деформациями достигает такого значения, при котором
тангенс угла наклона, образованного касательной к кри-
вой деформации с осью напряжений, увеличивается
на 50 % от своего значения на линейном (упругом)
участке.
Предел упругости определяется как на-
пряжение, при котором остаточная деформация дости-
гает 0,05 % (или еще меньше) от первоначальной длины
образца.
Напряжение о0>2,вызывающее остаточную дефор-
мацию, равную 0,2 %, называют условным преде-
лом текучести.
За физический предел текучести от принимают
напряжение, при котором образец деформируется без
увеличения нагрузки.
Предел текучести чаще всего выбирают в качестве
одного из показателей прочности. оп. у и o0t2 характе-
ризуют сопротивление малым и умеренным деформа-
циям. Дальнейшее повышение нагрузки вызывает бо-
лее значительную пластическую деформацию во всем
объеме металла. Напряжение ов, отвечающее наиболь-
шей нагрузке, предшествующей разрушению образца,
называют временным сопротивлением
(пределом прочности) (рис. 29, а).
Начиная с напряжения, отвечающего значению ов,
деформация сосредоточивается в одном участке образца,
где появляется местное сужение поперечного сечения,
гак называемая шейка. При этом нагрузка падает, и
в некоторый момент образец разрушается (точка С
на рис. 28, а). Для пластичных металлов ов характе-
ризует сопротивление металла значительным пластиче-
ским деформациям.
Кроме того, при испытании на растяжение опреде-
ляют характеристики пластичности. К ним относятся-
относительное удлинение 6=
= юо % и относительное сужение
*0
ф = F°~Fk 100 %, где /0 и /к — длина образца до и
Г о
после разрушения; Fo и FK — площадь поперечного
сечения образца до и после разрушения соответственно.
Кривая 2 на рис. 29 показывает, что в процессе
растяжения металл испытывает упрочнение (наклеп),
поскольку для его деформации требуется прилагать
все возрастающие напряжения.
На рис. 29, б показана диаграмма истинных напря-
жений при растяжении. Эти диаграммы строят в коорди-
натах истинные напряжения S —деформация е. В этом
случае деформацию оценивают относительным суже-
нием, подсчитываемым соответственно для каждого
момента нагружения. Учитывая, что роль пластиче-
ской деформации несравненно больше, чем упругой,
обычно считают, что участок диаграммы, соответствую-
щий упругой деформации, совпадает с осью ординат.
При этом предел текучести обозначают ST, а временное
сопротивление при разрыве или истинное сопротив-
ление разрушению SK.
Истинное сопротивление разру-
шению SK определяется как отношение нагрузки Рх
в момент разрыва к площади поперечного сечения об-
разца в месте разрыва Fx (SK = PxIFx< МПа). S„
больше ов. Это различие больше для пластичных ме-
таллов, получающих большую деформацию при ра-
стяжении, и незначительно для хрупких металлов.
Различие между ST и от невелико, поскольку при на-
гружении до предела текучести деформация образца
еще невелика. Хрупкие металлы при растяжении
почти не испытывают пластической деформации. В этом
случае ST практически равен SK (рис. 29, а). Истин-
ное сопротивление разрушению при хрупком разру-
шении SK (ST), реализуемое в области упругих дефор-
маций, определяет сопротивление металла отрыву.
Для материалов, хрупких при испытании на растя-
жение, применяют статические испытания на сжатие
(для чугуна), на кручение (для закаленных инструмен-
тальных и конструкционных сталей), а также на изгиб
для отливок из серого и ковкого чугуна.
Испытание на вязкость разрушения. Хрупкое раз-
рушение обычно происходит при напряжениях, лежа-
щих в упругой области, без макропластической де-
формации. Очагом хрупкого разрушения являются
имеющиеся в металле микротрещины (трещиноподоб-
ные дефекты) или те же дефекты, возникающие в про-
цессе эксплуатации. Поэтому надежность конструкции
определяется в основном сопротивлением металла рас-
пространению уже имеющейся острой (опасной) тре-
щины (вязкостью разрушения), а не ее зарожде-
нием.
Явления, происходящие у устья трещины, могут
быть описаны с помощью параметра К, который пред-
ставляет собой коэффициент интенсивности напряже-
ний в вершине трещины, или локальное повышение
растягивающих напряжений у ведущего конца тре-
щины: К — УОнтАтс, где Y — безразмерный коэф-
фициент, зависящий от типа (размеров) образца и тре-
щины; о'л — номинальное (среднее) напряжение вдали
от трещины, MI la; с — длина трещины, м. Отсюда
размерность К имеет вид МПа-м1/2.
Если высвобождающаяся при разрушении удель-
ная упругая энергия достигает критического уровня,
трещина будет расти самопроизвольно.
Силовое условие начала самопроизвольного разру-
шения — достижение параметром /< критического зна-
чения /<с. Следовательно, если УОц^Ллс < Дс, то раз-
рушения не произойдет.
Чаще /<с определяют экспериментально в условиях
плоского деформированного состояния, когда разру-
шение происходит путем отрыва — перпендикулярно
плоскости трещины. В этом случае коэффициент ин-
тенсивности напряжения, т. е. относительное повыше-
ние растягивающих напряжений в устье трещины, при
переходе ее от стабильной к нестабильной стадии роста,
обозначают /<1с (МПа • м1/2) и называют его вязко-
стью разрушения при плоской де-
формации.
Значение Д1С позволяет ввести в расчет конструкции
характеристику трещи нестойкости мате-
риала, определяющую соотношение критических
значений действующего напряжения и размера де-
фекта.
С увеличением о0>2 значение Д1С уменьшается.
Важно, что Д1С является структурно чувствительной
характеристикой сопротивления металла разрушению.
Твердость металлов. Твердостью назы-
вают свойство материала оказы-
вать сопротивление пластической
деформации при контактном воз-
действии в поверхностном слое. Из-
мерение твердости вследствие быстроты и простоты осу-
ществления, а также возможности без разрушения
изделия судить о его свойствах получило широкое
применение для контроля качества металла в металли-
ческих изделиях и деталях.
ОПРЕДЕЛЕНИЕ ТВЕРДОСТИ ПО БРИНЕЛЛЮ.
Метод основан на том, что в плоскую поверхность ме-
талла вдавливается под постоянной нагрузкой Р тве-
рдый стальной шарик (рис. 30, а). После снятия на-
грузки в испытуемом материале образуется отпечаток
(лунка).
Если поверхность отпечатка выразить через диа-
метр шарика D и диаметр отпечатка через d, мм, то
твердость по Бринеллю в МПа будет
лО (р — И Л2 — d2) ‘
При испытании стали и чугуна выбирают D —
— 10 мм и Р = 30 000 Н (Р = 300 О2), при испытании
меди и ее сплавов D = 10 мм и Р = 10000 Н (Р =
= 100 D2), а при испытании очень мягких металлов
эис. 30. Схема определения твердости:
— по Бринеллю; б — по Роквеллу; в — по Виккерсу
(алюминий, баббиты и т. д.) D — 10 мм и Р = 2500 Н
(Р = 25D2).
Для расчета твердости НВ измеряют диаметр
лунки d и по нему находят твердость в прилагаемых
к прибору таблицах. Метод Бринелля не рекомен-
дуется применять для металлов с твердостью более НВ
450, так как шарик может деформироваться, что иска-
зит результаты испытания.
ОПРЕДЕЛЕНИЕ ТВЕРДОСТИ ПО РОКВЕЛЛУ.
В этом методе твердость определяют по глубине .отпе-
чатка. Наконечником служит алмазный конус с углом
при вершине 120° или стальной закаленный шарик
(D = 1,588 мм). Алмазный конус применяют для испы-
тания твердых, а шарик — для мягких металлов.
Конус и шарик вдавливают двумя последователь-
ными нагрузками (рис. 30, б): предварительной Ро =
= 100 Н и общей Р = Ро + Pi (где Pt — основная
нагрузка). Основная нагрузка для шарика (шкала В)
900 Н; для алмазного конуса 1400 Н (шкала С) и 500 Н
при испытании очень твердых и Оолее тонких мате-
риалов (шкала Л).
Твердость по Роквеллу измеряют в условных еди-
ницах. За единицу твердости принято значение осе-
вого перемещения наконечника на 0,002 мм. Твердость
по Роквеллу HR определяют по формулам:
HR — 100 — е (при измерении по шкалам А и С);
HR = 130 — е (при измерении по шкале В).
Значения е определяют по формуле (см. рис. 30, б)
е = (h — ho)/0,002, где h — глубина внедрения нако-
нечника ь испытуемый материал под действием общей
нагрузки Р, измеренная после снятия основной на-
грузки Р с оставлением предварительной нагрузки Ро;
h0 — глубина внедрения наконечника в испытуемый
материал под действием нагрузки Ро.
Твердость по Роквеллу обозначается HRA (испыта-
ние алмазным конусом) при нагрузке 600 Н, HRC
при нагрузке 1500 Н и HR В (испытание стальным ша-
риком) при нагрузке 1000 Н; значения твердости сразу
считываются по шкале прибора.
Метод Роквелла широко применяется в промышлен-
ности.
ОПРЕДЕЛЕНИЕ ТВЕРДОСТИ ПРИ ВДАВЛИВА-
НИИ АЛМАЗНОЙ ПИРАМИДЫ ПО ВИККЕРСУ.
Метод используют для определения твердости деталей
малой толщины и тонких поверхностных- слоев, имею-
щих высокую твердость. Твердость определяют вдав-
ливанием в испытуемую поверхность (шлифованную
или даже полированную) четырехгранной алмазной
пирамиды (рис. 30, в).
Твердость по Виккерсу HV рассчитывают по формуле
HV= 1,8544 —4^— - IO"6,
d?
где P — нагрузка на пирамиду 50, 100, 200, 300, 500,
1000 или 1200 Н (обозначения твердости HV 5, HV 10,
HV 20 и т. д.); 136° — угол между противоположными
гранями пирамиды; d — среднее арифметическое двух
диагоналей отпечатка, измеряемых после снятия на-
грузки, м.
Чем тоньше материал, тем меньше должна быть
нагрузка. Твердость по Виккерсу определяется с по-
мощью специальных таблиц по измеренным значениям d
в миллиметрах.
МИКРОТВЕРДОСТЬ. Определение микротвер-
дости необходимо для изделий мелких размеров и от-
дельных структурных составляющих сплавов. Прибор
для определения микротвердости состоит из механизма
для вдавливания алмазной пирамиды под небольшой
нагрузкой и металлографического микроскопа. В ис-
пытуемую поверхность вдавливают алмазную пира-
миду под нагрузкой 0,05—5 Н. Твердость Н опреде-
ляют по той же формуле, что и твердость по Виккерсу.
Образцы для измерений должны быть подготовлены
так же, как микрошлифы.
Механические свойства
при динамических испытаниях
Динамические испытания на ударный изгиб выявляют
склонность металла к хрупкому разрушению. Метод
основан на разрушении образца с концентратором на-
Рис. 31. Схема маятникового копра (а) и образца при испытании (б)$
J — маятник; 2 — образец; 3 — шкала; 4 — стрела; 5 — тормоз
пряжения посередине одним ударом маятникового
копра (рис. 31). По шкале копра определяют полную
работу Л, затраченную при ударе (работа удара)’
(рис. 31).
В ГОСТ 9454—78 ударную вязкость обозначают
буквами KCU, KCV или КСТ. Буквы КС означают
символ ударной вязкости, буквы U, V и Т — вид кон-
центратора напряжения (для U — радиус концентра-
тора напряжения 1 ± 0,07 мм, для V — 0,25 ±
± 0,025 мм и Т — трещина).
11ри выборе иприемочном контроле металлов и
сплавов обычно применяют образец с концентратором
напряжения U, в случае испытания металлов для от-
ветственных конструкций следует применять образцы
с концентраторами напряжений V и Т.
Под ударной вязкостью КС МДж/м2, понимают
работу удара, отнесенную к начальной площади попе-
речного сечения образца в месте концентратора напря-
жения S, м2: КС = K/So. Ударная вязкость является
интегральной характеристикой, содержащей работу
зарождения трещины (<73) и работу распространения
вязкой трещины (ар) : КС = а8 -f- av.
Склонность к хрупкому разрушению в первую оче-
редь определяется работой распространения трещины.
Чем больше аг, тем меньше возможность внезап-
ного хрупкого разрушения. В настоящее время суще-
ствует ряд методов раздельного определения а3 и ар.
Многие металлы (Fea, W, Мо и др.), имеющие о. ц. к.
.или г. п. у. кристаллические решетки, в зависимости
от температуры могут разрушаться как вязко, так и
хрупко. Понижение температуры обусловливает пере-
ход от вязкого к хрупкому разрушению. Это явление
получило название хладноломкости.
Температура перехода металла от вязкого разруше-
ния к хрупкому и наоборот получила название кри-
тической температуры хрупкости,
или порога хладноломкости.
Зная порог хладноломкости и рабочую температуру
эксплуатации материала, можно оценить его темпе-
ратурный запас вязкости, под которым
понимают интервал температур между порогом хладно-
ломкости и рабочей температурой. Чем больше темпера-
турный запас вязкости, тем меньше опасность хруп-
кого разрушения.
Порог хладноломкости определяют при испытании
ударным изгибом надрезанных образцов для разных
температур. Затем строят кривую зависимости ударной
вязкости от температуры испытания (рис. 32.)
Хрупкий и вязкий характер разрушения при удар-
ном изгибе для стали можно различить по виду излома.
Порог хладноломкости определяют по проценту во-
локна (В, %) матовой, волокнистой составляющей
в изломе.
За порог хладноломкости принимается темпера-
тура, при которой имеется 50 % волокна /50 (рис. 32).
Порог хладноломкости не является постоянной мате-
риала, а зависит от его структуры, условий испытания,
наличия концентраторов напряжений, размера деталей
и т. д. Чем выше прочность
(ов, Go, а). тем выше порог
хладноломкости.
Рис. 32. Зависимость KCU и
количества волокна в изломе
(В) от температуры. и —
верхняя и нижняя границы
критической температуры
хрупкости. t60 — критическая
температура хрупкости (порог
хладнолом кости)
Механические свойства при
переменных (циклических)
нагрузках
Металл, длительно испыты-
вающий в работе многократ-
ные переменные и особенно
знакопеременные нагрузки,
разрушается при нагруже-
нии не только ниже ов,
но и ниже о0)2. Разруше-
ние металла под действием
повторных или знакопе-
ременных напряжений на-
зывают усталостью металла.
При усталостном разру-
шении излом состоит из
двух зон (рис. 33). Первая
зона (2) имеет гладкую
(притертую) поверхность и
называется зоной уста-
лости. Образование этой зоны происходит посте-
пенно. Первоначально образуется микротрещина (тре-
щина от усталости), которая развивается в макротре-
щину в результате многократно повторяющихся сило-
вых воздействий на металл. После того как трещина
усталости займет значительную часть сечения, проис-
ходит разрушение во второй части сечения — зона
д о л о м а. Вторая зона (3) — долома — у хрупких
металлов имеет кристаллическое, а у вязких — во-
локнистое строение.
Трещина чаще возникает на поверхности. Сопро-
тивление металла циклическому нагружению характе-
ризуется пределом выносливости, т. е.
наибольшим напряжением, которое
может выдержать металл ез раз-
рушения за большое (специально
устанавливаемое) число циклов N
(105—108 и более) *.
Предел выносливости чаще определяют на вращаю-
щемся образце гладком или с надрезом) с приложением
изгибающей нагрузки,
вызывающей знакопере-
менные напряжения
(растяжение — сжатие)’
по симметричному цик-
лу Omln “ ^тах (рИС. 34),
Для определения
предела выносливости
испытывают не менее
десяти образцов. Пер-
вый образец испыты-
вают при напряжении
о, (для стали о1 —
= 0,6оБ), при этом оп-
ределяют число циклов,
вызывающих разруше-
ние образца. Для вто-
рого и последующих
образцов о2, о3 и т. д.
каждый раз снижают
или повышают на 20 или
Рис. 33. Излом усталости5
1 — зона очага разрушения; 2 —
зона стабильного развития тре-
щины; 3 — зона долома; 4 — уста-
лостные бороздки, которые отра-
жают последовательное положение
растущей трещины
40 МПа в зависимости от чис-
ла циклов, вызывающих разрушение первого образца.
Результаты испытаний наносят на диаграмму в ко-
ординатах напряжение о — число циклов N в пропор-
циональном или логарифмическом масштабах (рис. 35).
Горизонтальный участок, т. е. максимальное напряже-
ние, не вызывающее разрушения при бесконечно боль-
шом числе перемен нагрузки, соответствует пределу
выносливости. Пределы выносливости выражают в но-
минальных напряжениях и обозначают ол (Д — коэф-
фициент асимметрии цикла).
Наклонная часть кривой (рис. 35) характеризует
ограниченную выносливость. Предел
выносливости резко снижается при наличии концен-
траторов напряжений. Чувствительность о_х к концен-
* Циклом называют однократную смену напряжений, принимающих
целый ряд значений. Различают симметричные ат1п/отах “ —1 и не*
симметричные (асимметричные) циклы.
траторам напряжений при симметричном цикле нагру-
жения определяется эффективным коэфф и-
Рис. 34. Схема машины для усталостных испытаний при консольном
изгибе с вращением (а) и изменение напряжений по времени при' симме-
тричном цикле (б):
7 —- образец; 2 — шпиндель; 3 — подшипник
циентом напряжений К — где о_г
и сг_1п — пределы выносливости образцов гладкого и
с, НПа (1д с)
<т2
<*>
Кривая
10s w7 N
б 7 IgN
усталости при
; образца. Стрел-
что образец не
да*
❖
Рис. 35. .. __
консольном изгибе
ки показывают, «
сломался
с надрезом (концентрато-
ром напряжений).
С увеличением размера
образца предел выносли-
вости уменьшается. Чем
тщательнее обработана по-
верхность образца (дета-
ли), тем выше предел вы-
носливости. По сравне-
нию с полированными
образцами стали (оБ =
= 1000 МПа) предел вы-
носливости шлифованных
образцов снижается на
10—15 %, а фрезерован-
ных — на 45—50 %.
Сильно понижает пре-
дел выносливости коррозия.
Глава ВЛИЯНИЕ НАГРЕВА
V НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА
ДЕФОРМИРОВАННОГО
МЕТАЛЛА
Возврат. При нагреве деформированного металла до
сравнительно низких температур (обычно ниже 0,2—
0,3 Тпл) начинается процесс возврата, под
которым понимают повышение струк-
турного совершенства наклепан-
ного металла вследствие уменьше-
ния плотности дефектов строения,
при этом заметных изменений в ми-
кроструктуре по сравнению с де-
формированным состоянием не на-
блюдается.
Различают две стадии возврата. При более низких
температурах (ниже 0,2 Тпл) протекает первая стадия
возврата — отдых, когда происходит уменьшение
точечных дефектов (вакансий) и перераспределение
дислокаций без образования новых субграниц.
Вторая стадия возврата — полигонизация,
под которой понимают дробление (фрагментацию) кри-
сталлитов на субзерна (полигоны) с малоугловыми гра-
ницами.
При деформации кристалла возникают дислокации,
беспорядочно распределенные в плоскостях скольже-
ния. При нагреве, допускающем самодиффузию, избы-
точные дислокации одного знака выстраиваются в дис-
локационные стенки, что приводит к образованию
в зернах поликристалла субзерен (полиго-
нов), свободных от дислокаций и отделенных друг
от друга малоугловыми дислокационными границами.
В процессе возврата обычный комплекс механиче-
ских свойств чаще не изменяется.
Некоторые физические свойства (например, электро-
сопротивление) в процессе возврата даже на первой
его стадии восстанавливаются практически полностью.
* — температура плавления по абсолютной шкале температур.
Отношение данной температуры к Тпл называют гомологической темпе-
ратурой.
Это связано с уменьшением концентрации вакансий
и перераспределением дислокаций.
Первичная рекристаллизация. При дальнейшем по-
вышении температуры подвижность атомов возрастает.
В результате достижения определенной температуры
возникают новые равноосные зерна.
Как видно из рис. 36, до температуры /и. р сохра-
няется деформированное зерно. При температуре р
в деформированном ме-
талле образуется и рас-
тут зародыши новых
зерен.
При нагреве накле-
панного металла старое
зерно не восстанавли-
вается, а появляется
совершенно новое зер-
но с более совершен-
ной структурой, разме-
ры которого могут су-
щественно отличаться
от исходного. Образо-
вание новых, равноос-
ных зерен с большеуг-
ловыми границами вмес-
то ориентированной во-
локнистой структуры
деформированного ме-
талла называется р е -
обработки или
Рис. 36. Схема влияния нагрева на
механические свойства и структуру
металла, упрочненного холодной де-
формацией
кристаллизацией
первичной рекристаллизацией.
В результате рекристаллизации наклеп практически
полностью снимается и свойства приближаются к их
исходным значениям, как показано на рис. 36; в ре-
зультате рекристаллизации временное сопротивление
разрыву ои, особенно предел текучести о0> 2, резко сни-
жаются, а пластичность (6) возрастает. Разупрочнение
объясняется уменьшением плотности дислокаций.
Плотность дислокаций после рекристаллизации сни-
жается с 1О10—1012 до 10е—107 см*2. Наименьшую тем-
пературу начала рекристаллизации /п. р (рис. 36), при
которой протекает рекристаллизация и происходит
разупрочнение металла, называют температур-
ным порогом рекристаллизации.
Эта температура не является постоянной физической
величиной. Для данного металла (сплава) она зависит
от длительности нагрева, степени предварительной
деформации, величины зерна до деформации и т. д.
Температурный порог рекристаллизации тем ниже, чем
выше степень деформации, больше длительность на-
грева или меньше величина зерна до деформации.
Температура начала рекристаллизации /Е. р металлов,
подвергнутых значительной деформации, для техни-
чески чистых металлов составляет примерно 0,4 ТШ1
(правило А. А. Бочвара), для чистых металлов сни-
жается до (0,1—0,2) Тия, а для сплавов (твердых рас-
творов) возрастает до (0,5—0,6) Тпя.
Для полного снятия наклепа металл нагревают до
более высоких температур, чтобы обеспечить высокую
скорость рекристаллизации и полноту ее протекания.
Такую термическую обработку называют рекри-
сталлизационный отжиг.
Собирательная рекристаллизация. После заверше-
ния первичной рекристаллизации при последующем
нагреве происходит рост одних рекристаллизованных
зерен за счет других. Процесс роста новых рекристал-
лизованных зерен называют собирательной
рекристаллизацией. Основной причиной со-
бирательной рекристаллизации является стремление
к уменьшению зернограничной («поверхностной») энер-
гии благодаря уменьшению протяженности границ
при росте зерна.
При температуре выше С пластичность рекристал-
лизованного металла может уменьшаться, что объяс-
няется сильным ростом зерна (см. рис. 36).
Вторичная рекристаллизация. Если какие-то из
новых зерен имеют предпочтительные условия для
роста, то эту стадию рекристаллизации называют вто-
ричной.
Зерна, растущие с большой скоростью, можно ус-
ловно рассматривать как зародышевые центры, поэ-
тому процесс их роста получил название вторич-
ной рекристаллизац ии. В результате вто-
ричной рекристаллизации образуется множество мел-
ких зерен и небольшое число очень крупных зерен, что
снижает пластичность.
Размер рекристаллизованного зерна. Размер
зерна после холодной пластической деформации и ре-
кристаллизации может быть больше или меньше исход-
ного зерна. Величина зерна зависит от температурив
рекристаллизационного отжига (рис. 37, а), его
продолжительности (рис. 37, б), степени предваритель-
ной деформации (рис. 37, в), химического состава сплава,
размера исходного зерна, наличия нерастворимых при-
месей и т. д. При данной степени деформации с повы-
шением температуры и при увеличении продолжитель-
Рис. 37. Влияние температуры (а), продолжительности нагрева (6)
при данной температуре выше р и степени деформации (в). ОП —
инкубационный период; — критическая степень деформации
кости отжига размер зерна возрастает. Величина ре-
кристаллизованного зерна тем меньше, чем больше
степень деформации (рис. 37, б). При высоких степе-
нях деформации скорость образования рекристаллизо-
ванных зародышей превышает скорость их роста, что
и предопределяет образование мелкого зерна. При
низких температурах, но выше /п. р (рис. 37, б), образо-
вание рекристаллизованного зерна происходит не
сразу, а через некоторый отрезок времени — так назы-
ваемый инкубационный период.
При малых степенях деформации (рис. 37, в) на-
грев не вызывает рекристаллизации. При 3—15 %-
ной деформации величина зерна после отжига резко
возрастает и может во много раз превысить размер ис-
ходного зерна. Такую степень деформации называют
критической. После критической степени де-
формации рекристаллизация по механизму образова-
ния новых зерен и их роста отсутствует. Нагрев после
критической деформации вызывает только быстрый
рост одних исходных перекристаллизованных зерен
за счет поглощения соседних. При степенях деформа-
ции выше критическом протекает первичная рекристал-
лизация.
Следовательно, критической называют
такую минимальную степень де-
формации, вышекоторой при нагреве
становится возможным протекание
процесса первичной рекристалли-
зации.
Текстура рекристаллизации. После высоких степе-
ней предшествующей деформации возникает текстура,
которая нередко является причиной образования при
последующем нагреве текстуры рекристал-
лизации. В этом случае новые рекристаллизован-
ные зерна имеют преимущественную кристаллографи-
ческую ориентировку. Характер текстуры рекристал-
лизации определяется условиями проведения отжига,
видом предшествующей обработки давлением (прокатка,
волочение и т. д.), а также количеством и природой
примесей.
При образовании текстуры рекристаллизации отож-
женный поликристаллический металл характеризуется
анизотропией свойств.
Анизотропия в ряде случаев нежелательна (на-
пример, при глубокой штамповке листов во избежание
получения таких дефектов, как складчатость, волни-
стая кромка и др.); лист должен деформироваться во
всех направлениях одинаково. В трансформаторной
стали используют анизотропию магнитной проницае-
мости таким образом, чтобы ее максимальное значение
вдоль [100] было параллельно направлению магнит-
ного потока.
Холодная и горячая деформация. В зависимости от
соотношения температур деформации и рекристалли-
зации различают холодную и горячую деформации.
Холодную деформацию проводят
при температурах ниже темпера-
туры рекристаллизации, поэтому она
сопровождается упрочнением (наклепом) металла. Го-
рячую деформацию проводят при
температуре выше температуры ре-
кристаллизации (0,7—0,75 Тпл), при этом
получается полностью рекристаллизованная струк-
тура. При этих температурах деформация также вы-
зывает упрочнение («горячий наклеп»), которое пол-
ностыо или частично снимается рекристаллизацией,
протекающей при температурах обработки и при по-
следующем охлаждении.
В отличие от статической рекристаллизации, рас-
смотренной ранее, процессы рекристаллизации, проис-
ходящей в период деформации, называют динами-
ческими.
При горячей обработке давлением (прокатке, прес-
совании, ковке, штамповке и т. д.) упрочнение в ре-
зультате наклепа (повышение плотности дислокаций)
непосредственно в процессе деформации непрерывно
чередуется с процессом разупрочнения (уменьшением
плотности дислокаций) при динамической рекристалли-
зации во время деформации и охлаждения.
Когда металл после деформации имеет частично ре-
кристаллизованную структуру, то такую обработку
правильнее называть неполной горячей или
теплой деформацией. В этом случае про-
цесс деформации металла с большими обжатиями и
больших сечений затрудняется.
Глава ФАЗЫ В МЕТАЛЛИЧЕСКИХ
VI СПЛАВАХ
Чистые металлы обладают низкой прочностью и в ряде
случаев не обеспечивают требуемых физико-химических
и технологических свойств. Поэтому в технике наиболее
широко используют сплавы.
Сплавы обладают характерными свойствами, при-
сущими металлическому состоянию. Вещества, обра-
зующие сплавы, называются компонентами.
Фазой называется физически и
химически однородная часть си-
стемы (металла или сплава), имею-
щая одинаковый состав, строение,
одно и то же агрегатное состоя-
ние и отделенная от остальных ча-
стей системы поверхностью раз-
дела. Так, жидкий металл (сплав) является однофаз-
ной системой. Смесь двух различных по составу и
строению кристаллов, разграниченных поверхностью
раздела, или одновременное присутствие жидкого сплава
(металла) и кристаллов представляет двухфазную си-
стему.
В сплавах могут образовываться следующие фазы:
жидкие растворы, твердые растворы, химические со-
единения и так называемые промежуточные фазы.
Твердые растворы
Твердыми растворами называют
фазы, в которых один из компонен-
тов сплава сохраняет свою кристал-
Рис. 38. Схема твердого раствора замещения (а) и раствора
внедрения (6). А — атомы металла растворителя, В — ато-
мы растворенного элемента
лическую решетку, а атомы другого
или других компонентов распола-
гаются в кристаллической решетке
первого компонента (растворителя),
изменяя ее размеры (период ы). Таким
образом, твердый раствор, состоящий из двух или не-
скольких компонентов, имеет один тип решетки и пред-
ставляет собой одну фазу.
Различают твердые растворы замещения (рис. 38, а)
и твердые растворы внедрения (рис. 38, б). При образо-
вании твердого раствора замещения атомы рас-
творенного компонента замещают часть атомов раство-
рителя в его кристаллической решетке.
При образовании твердого раствора внедре-
ния атомы растворенного компонента располагаются
в междоузлиях (пустотах) кристаллической решетки
растворителя. При этом атомы располагаются не в лю-
бом междоузлии, а в таких пустотах, где для них
имеется больше свободного пространства.
Рис. 39. Микроструктура сплавов, ХЗОО:
а — твердый раствор Mg—Zn; 6 — эвтектическая смесь твердых раство-
ров а -р [5 и избыточные кристаллы (3 (светлые) в системе РЬ—Sb; в —
эвтектика а + р в системе РЬ — Sn; г — перитектическая структура из
двух твердых растворов а (светлые поля) и (3' (темные поля) в системе
Си—Zn; д — а-твердый раствор и кристаллы CuAl2 (по границам зерен)
в системе А1—Си; е — дендритная структура сплава Си—Sn
При образовании твердого раствора кристалличе-
ская решетка всегда искажается и периоды ее 'изме-
няются (см. рис. 8, 3 и 4). При образовании твердого
раствора замещения период решетки может увеличиться
или уменьшиться в зависимости от соотношения атом-
ных радиусов растворителя и растворенного компонента.
В случае твердого раствора внедрения период решетки
растворителя всегда возрастает.
Микроструктура твердого раствора представляет
собой однородные кристаллические зерна (рис. 39, а},
мало отличающиеся от структуры чистого металла.
В металловедении принято обозначать твердые рас-
творы буквами греческого алфавита а, [3, у и т. д.
Все металлы могут в той или иной степени взаимно
растворяться в твердом состоянии. Так, в алюминии
может растворяться до 5,5 % Си, а в меди 39 % Zn
без изменения типа их кристаллической решетки.
В тех случаях, когда компоненты могут замещать один
.другого в кристаллической решетке в любых количе-
ственных соотношениях образуется непрерывный ряд
твердых растворов.
Твердые растворы замещения с неограниченной
растворимостью могут образоваться при соблюдении
следующих условий:
1. Компоненты должны обладать одинаковыми по
типу (изоморфными) кристаллическими решетками.
2. Различие в размерах атомов (ионов) компонентов
должно быть незначительным и не превышать 9—15 %.
3. Компоненты должны принадлежать к одной и
той же группе периодической системы элементов или
к смежным родственным группам.
Например, неограниченно растворяются в твердом
состоянии следующие металлы с г. ц. к. решеткой:
Ag и Au; Си и Ni; Fe и Со; Fe и Cr; Ni и Pd и др.
Твердые растворы внедрения могут возникнуть
только в тех случаях, когда диаметр атома растворен-
ного элемента невелик. Поэтому твердые растворы
этого типа получаются лишь при растворении в металле
(например, в железе, молибдене, хроме и т. д.) угле-
рода, азота, водорода, т. е. элементов с малым атомным
радиусом. Твердые растворы внедрения могут быть
только ограниченной концентрации, поскольку число
пор в решетке ограничено, а атомы основного компо-
нента сохраняются в узлах решетки.
Упорядоченные твердые растворы {сверхструктуры).
В некоторых сплавах (например, Си—Au, Fe—Al,
Fe—Si, Ni—Мп и др.), образующих при высоких тем-
пературах растворы замещения (с неупорядоченным
чередованием атомов компонентов), при медленном
охлаждении или длительном нагреве при определенных
температурах протекает процесс перераспределения
атомов, в результате которого атомы компонентов
занимают определенные положения в кристаллической
решетке (рис. 40).
Такие твердые растворы называют упорядо-
ченны «тверды-
ми растворами
или сверхструк-
турами.
Полностью упорядо-
ченные растворы обра-
© Zn ® Ан
о си о си
а б
Рис. 40. Кристаллическая решетка
упорядоченных растворов (сверх-
структур):
а — CuZn; б — Cu8Au
формулу химического соед
Cu3Au (рис. 40).
зуются в том случае, ког-
да отношение компонентов
в сплаве, % (ат.), равно
целому числу; 1 : 1, 1 : 2,
1 3 и т. д. Тогда сплаву
с упорядоченной струк-
турой можно приписать
ыения, например CuZn или
Химические соединения
Характерными особенностями химических соединений,
образованных по закону нормальной валентности, от-
личающими их от твердых растворов, являются следу-
ющие:
1. Кристаллическая решетка отличается от решеток
компонентов, образующих соединение.
2. В соединении всегда сохраняется кратное мас-
совое соотношение элементов. Это позволяет выразить
их состав простой формулой АпВт, где А и В — со-
ответствующие элементы; пит — простые числа.
3. Свойства соединения резко отличаются от свойств
образующих его компонентов.
4. Температура плавления постоянная.
В отличие от твердых растворов химические соеди-
нения обычно образуются между компонентами, име-
ющими большое различие в электронном строении
атомов и кристаллических решеток.
Примером типичных химических соединений с нор-
мальной валентностью являются соединения магния
с элементами IV—VI групп периодической системы:
MgaSn, Mg2Pb, Mg2Sb3, Mg3Bi2, MgTe, MgS и др. Соеди-
нения одних металлов с другими носят общее название
интерметаллидов или интерметал-
лических соединений. Химическая связь
между атомами в интер металл идах чаще металлическая.
Большое число химических соединений, образу-
ющихся в металлических сплавах, не подчиняется за-
конам валентности и не имеет постоянного состава.
Ниже будут рассмотрены наиболее важные проме-
жуточные соединения, образующиеся в сплавах.
Фазы внедрения
Переходные металлы Fe, Мп, Сг, Мо и др. образуют
с углеродом, азотом, бором и водородом, т. е. элемен-
тами с малым атомным радиусом, такие соединения,
как карбиды, нитриды, бориды и гидриды. Они имеют
много общего в строении и свойствах; часто их назы-
вают фазами внедрения.
Фазы внедрения имеют формулу: ДЦХ (Fe4N, Mn4N
и др.), М3Х (FejjN, W2C, Мо2С и др.), MX (VC, TIN и др.).
Кристаллическая структура фаз внедрения опре-
деляется соотношением атомных радиусов неметалла
(Рж) и металла (7?м). Если RX/RK < 0,59, то атомы
металла в этих фазах расположены по типу одной из
простых кристаллических решеток: кубической (К8,
К12) или гексагональной (Г12), в которую внедряются
атомы неметалла, занимая в ней определенные поры.
Фазы внедрения являются фазами переменного со-
става. Многие фазы внедрения обладают высокой
твердостью.
Рассмотренные выше твердые растворы внедрения
образуются при значительно меньшей концентрации
второго компонента (С, N, Н) и имеют решетку металла-
растворителя, тогда как фазы внедрения имеют кри-
сталлическую решетку, отличную от решетки металла.
Если условие Rx/Rm < 0,59 не выполняется, как
это наблюдается для карбидов железа, марганца и
хрома, то образуются соединения с более сложными
решетками; такие соединения нельзя считать фазами
внедрения.
Электронные соединения
Эти соединения образуются между одновалентными
элементами (Си, Ag, Au, Li, Na) или металлами пере-
ходных групп (Fe, Мп, Со и др.) и простыми металлами
с валентностью от 2 до 5 (Be, Mg, Zn, Cd, Al и др.).
Особенно часто электронные соединения встречаются
в сплавах Си, Ag или Au. Соединения этого типа имеют
определенное отношение числа валентных электронов
к числу атомов, т. е. определенную электронную кон-
центрацию. Так, существуют соединения, у которых
это отношение в одних случаях равно ®/2 (1,5); в дру-
гих 2l/is (1,62); в третьих 7/4 (1,75). Каждому из указан-
ных соотношений соответствуют и определенные типы
кристаллической решетки.
Все соединения с электронной концентрацией, рав-
ной 3/2, имеют объемноцентрированную решетку и обо-
значаются как ^-соединения. К соединениям этого типа
относятся CuBe, CuZn, CugAl, Cu5Sn, CoAl, FeAl и др.
Соединения с электронной концентрацией 21/38 (1,62)
имеют сложную кубическую решетку и обозначаются
у-фазой. К ним относятся соединения: Cu6Zn8, CubCd8,
Fe5Zn21 и др.
Соединения с электронной концентрацией 7/4 (1,75)
имеют плотноупакованную гексагональную решетку
и обозначаются как е-фаза. К ним относятся соедине-
ния CuZns, CuCdg, CugSi, Cu3Sn и др.
Электронные соединения имеют кристаллическую
решетку, отличную от решетки составляющих их ком-
понентов, и образуют с компонентами, из которых они
состоят, твердые растворы в широком интервале кон-
центраций.
Гетерогенные структуры
При кристаллизации многих сплавов (Pb—Sb, Си—Bi,
Zn—Sn, Pb—Bi, Ni—Cr, Al—Си; Fe—С и др.) обра-
зуются структуры, состоящие из нескольких фаз.
Фазы, образующие эту гетерогенную структуру, обна-
руживаются микроанализом (см. рис. 39). Рентгено-
грамма такого сплава показывает наличие кристалли-
ческих решеток соответствующего числа фаз, образу-
ющих его структуру.
Г лава ДИАГРАММЫ
VII ФАЗОВОГО РАВНОВЕСИЯ
Процесс кристаллизации металлических сплавов и свя-
занные с ним многие закономерности строения сплавов
описывают с помощью диаграмм состояния
или диаграмм фазового равновесия.
Эти диаграммы в удобной графической форме показы-
вают фазовый состав и структуру сплава в зависимости
от температуры и концентрации.
Диаграммы состояния позволяют определить фазо-
вые превращения в условиях, очень медленного охлаж-
дения или нагрева. Таким образом, эти диаграммы
характеризуют окончательное состояние сплавов, т. е.
после того, как все превращения в них произошли
и полностью закончились.
Это состояние сплава зависит от внешних условий
(температуры, давления) и характеризуется числом
и концентрацией образовавшихся фаз. Закономерность
изменения числа фаз в гетерогенной системе опреде-
ляется п р а в и л о м фаз.
Правило фаз устанавливает зависимость между чис-
лом степеней свободы, числом компонентов и числом
фаз. Оно выражается уравнением
с = /( + 2 — Ф,
где С — число степеней свободы системы (или вариант-
ность); К — число компонентов, образующих систему;
2 — число внешних факторов; Ф — число фаз, находя-
щихся в равновесии.
Под числом степеней свободы (ва-
риантностью системы) понимают
число независимых переменных —
температуры, дав ленияиконцентра-
ции, при изменении которых не из-
меняется число фаз, находящихся
в равновесии.
При изучении физико-химических равновесий за
внешние факторы, влияющие на состояние сплава,
принимают температуру и давление. Применяя пра-
вило фаз к металлам и сплавам, можно во многих слу-
чаях принять изменяющимся только один внешний
фактор — температуру, так как давление, за исключе-
нием очень высокого, мало влияет на фазовое равно-
весие сплавов в твердом и жидком состояниях.
Тогда уравнение примет вид С = К + 1 — Ф- По-
скольку число степеней свободы не может быть меньше
нуля и не может быть дробным числом, то К — Ф +
О, а Ф < К + 1, т- е. числофазвсплаве,
находящемся в равновесном состоя-
нии, не может быть больше, чем число
компонентов плюс единица. Следова-
тельно, в двойной системе в равновесии может нахо-
диться не больше трех фаз, в тройной — не больше
четырех и т. д.
Если в равновесии в системе с определенным числом
компонентов находится максимальное число фаз, то
число степеней свободы системы равно нулю (С = 0).
Такое равновесие называют нонвариантным
(безвариантным). При нонвариантном равно-
весии сплав из данного числа фаз может существовать
только в совершенно определенных условиях: при
постоянной температуре и определенном составе всех
находящихся в равновесии фаз. Это означает, что
превращение в сплаве начинается и заканчивается
при одной постоянной температуре.
Так, чистый металл при температуре затвердевания
представляет однокомпонентную систему (С = 1), со-
стоящую из двух фаз (жидкий и твердый металл).
В этом случае система нонвариантна, так как С =
= 14-1—2 = 0.
В случае уменьшения числа фаз на одну против
максимально возможного число степеней свободы воз-
растает на единицу (С = 1). Такую систему называют
моновариант ной (одновариантной).
Когда С = 2, система бивариантна (двух-
вариантна).
Например, сплав из двух компонентов при темпе-
ратуре затвердевания является двухфазной системой.
В этом случае С — 1, следовательно, можно (в опре-
деленных пределах) изменять внешний фактор равнове-
сия — температуру без изменения числа фаз, при этом
каждой заданной температуре будет отвечать опре-
деленная концентрация этих фаз; такой сплав кристал-
лизуется в интервале температур.
Обычно диаграммы состояния получают экспери-
ментально, а правило фаз используют для анализа
опытных данных. Диаграммы состояния строят в ко-
ординатах температура—концентрация в процентах по
массе или реже в атомных процентах.
Для построения диаграмм состояния, особенно для
определения температур затвердевания, используют
термический анализ. Для изучения превра-
щений в твердом состоянии пользуются различными
методами физико-химического анализа (микроанализа,
рентгеноструктурного, дилатометрического, магнит-
ного и др.).
Диаграмма состояния сплавов,
образующих неограниченные твердые растворы
Диаграмма состояния для случая полной взаимной
растворимости компонентов Л и В в жидком и твердом
состояниях дана на рис. 41.
Рис. 41. Диаграмма состояния для случая неограниченной растворимо-
сти компонентов А и В в жидком и твердом состояниях:
а — кривые охлаждения; б — диаграмма состояния
Рассмотрим построение диаграммы состояния при
помощи наиболее часто применяющегося для этой цели
метода термического анализа.
Температура охлаждаемого чистого компонента А
равномерно понижается до tA (рис. 41, а; кривая Л),
при этой температуре компонент А и затвердевает.
На кривой отмечается остановка (горизонтальная ли-
ния), "так как согласно правилу фаз только в этом слу-
чае при постоянной температуре могут существовать
две фазы — твердая и жидкая (С == 1 + 1 — 2 = 0).
После затвердевания компонента А, когда С — 1,
температура снова равномерно понижается. Аналогично
протекает кристаллизация компонента В (рис. 41, а;
кривая В).
При охлаждении сплава 1 температура равномерно
понижается до (рис. 41, а). При температуре 4
начинается процесс кристаллизации, и на кривой
охлаждения отмечается перегиб (критическая
точка), связанный с уменьшением скорости охлаж-
дения вследствие выделения скрытой теплоты кристал-
лизации .
Начиная от температуры 4 из жидкого сплава кри-
сталлизуется твердый раствор. Процесс кристаллиза-
ции протекает при понижающейся температуре, так
как согласно правилу фаз в двухкомпонентной системе
при наличии двух фаз (жидкой и кристаллов твердого
раствора се) число степеней свободы будет равно еди-
нице (С = 2 + 1 — 2 = 1).
При достижении температуры t2 (см. рис. 41, а)
сплав затвердевает, и при более низких температурах
существует только «-твердый раствор. Аналогично
затвердевают и другие сплавы этой системы.
Если найденные критические точки от 4 до 4 пере-
нести на диаграмму, где по оси абсцисс нанесены со-
ставы сплавов, а по оси ординат температура, и одно-
именные критические точки (т. е. отражающие одина-
ковый физический процесс) соединить плавными кри-
выми, то получится диаграмма состояния системы
сплавов компонентов А и В, образующих непрерывный
ряд твердых растворов (рис. 41, б).
Начало затвердевания сплавов происходит при тем-
пературах, соответствующих линии 4144Мв, назы-
ваемой линией ликвидус.
Температуры окончания кристаллизации соответ-
ствуют линии называемой линией со-
лидус.
В интервале температур между линиями ликвидус
и солидус существуют две фазы — жидкий сплав и
твердый раствор а (рис. 42).
Для определения состава фаз, находящихся в рав-
новесии при любой температуре, лежащей между ли-
ниями ликвидус и солидус, например 4 или 4 (см-
рис. 41, б),' нужно через данный температурный уро-
вень t-, или tR провести линию, параллельную оси кон-
центраций до пересечения с линиями ликвидус и со-
лидус. Тогда проекция точки пересечения этой линии
с линией ликвидус (щ и /г2) на ось концентраций укажет
состав жидкой фазы, а точки пересечения с линией
солидус и ш2) — состав твердой фазы (а-раствора).
Линии и т2п2 и др., соединяющие состав фаз,
находящихся в равновесии, называют к он о да м и.
В диаграммах двухкомпонен-
тных систем конода — прямая
линия (см. рис. 41, б).
В процессе кристаллизации
меняется не только состав фаз,
но и количественное соотноше-
ние между ними. Для определе-
ния количественного соотноше-
ния фаз, находящихся в равно-
весии при данной температуре,
пользуются правилом отрезков
(рычага). Согласно этому пра-
вилу, например, для опреде-
ления массового или объемно-
го количества твердой фазы
необходимо вычислить отноше-
ние длины отрезка, примыкаю-
щего к составу жидкой фазы,
к длине всей коноды; для оп-
ределения количества жидкой
фазы — отношение длины от-
Рис. 42. Схема кристалли-
зация сплавов, компоненты
которых неограниченно рас-
творимы один в другом (но-
мера сплавов указаны на
рис. 41)
резка, примыкающего к составу
твердой фазы, к длине коноды. Следовательно, количе-
ство твердой фазы (в процентах) при температуре t7
определится отношением отрезка t7mt к длине коно-
ды
Массу или объем жидкой фазы при температуре t7
определим из соотношения • 100 %.
Выделяющиеся кристаллы твердого раствора имеют
переменный состав, зависящий от температуры. Однако
при медленном охлаждении процессы диффузии в жид-
кой и твердой фазах (объемная диффузия),
а также процессы взаимной диффузии между ними
(межфазная диффузия) успевают за про-
цессом кристаллизации, поэтому состав кристаллов
выравнивается. В этих условиях сплав после затверде-
вания будет состоять из однородных кристаллических
зерен твердого раствора (см. рис. 42 и 39, а), а их
состав будет соответствовать исходному составу-
сплава.
Дендритная (внутрикристаллическая) ликвация.
Процесс диффузии протекает медленно, поэтому
в реальных условиях охлаждения состав в пределах
каждого кристалла и разных кристаллов не успевает
выравниваться, и он будет неодинаковым.
В процессе кристаллизации обычно образуются
кристаллы твердого раствора дендритного типа. По-
этому оси первого порядка, возникающие в начальный
момент кристаллизации, обогащены более тугоплавким
компонентом А. Периферийные слои кристалла и меж-
осные пространства, кристаллизующиеся в последнюю
очередь, будут обогащены компонентом В, понижающим
температуру плавления сплава; их состав близок к кон-
центрации, соответствующей исходной концентрации
сплава. Такую неоднородность состава сплава внутри
отдельных кристаллов называют внутрикристал-
литкой или дендритной ликвацией.
Вследствие разной травимости участков твердого рас-
твора, имеющих неодинаковый состав, неоднородность
внутри каждого кристалла может быть легко выявлена
при микроанализе (рис. 39, е).
Дендритная ликвация может быть ослаблена диф-
фузионным отжигом — продолжительным нагре-
вом затвердевшего сплава при температурах, обеспечива-
ющих достаточную скорость диффузии (несколько ниже
линии солидус).
Ограниченная растворимость наиболее часто встре-
чается в металлических сплавах. При образовании
ограниченных твердых растворов различают два типа
диаграмм состояния: с эвтектическим и с перитектиче-
ским превращениями.
Диаграмма состояния сплавов, образующих
ограниченные твердые растворы и эвтектику
Как видно из рис. 43, выше линии ликвидус tACtB
устойчива лишь жидкая фаза Ж-
Ликин tA dCetB — линия солидус (рис. 43). При
температурах ниже линии солидус все сплавы нахо-
дятся в твердом состоянии.
Между линиями ликвидус и солидус в равновесии
находятся две фазы: твердые растворы а (твердый
раствор компонента В в Л) или р (твердый раствор
компонента А в В) и жидкая фаза /К-
При температурах, соответствующих линии tAC,
из жидкого сплава выделяются кристаллы а-твердого
Рис. 43. Диаграммы состояния (а) и кривые охлаждения (б) сплавов,
образующих ограниченные твердые растворы и эвтектику
раствора; а по линии tBC — кристаллы р (рис. 43, б).
Линии tAC и 1БС не только соответствуют температурам
начала кристаллизации сплавов различного состава,
но и показывают степень насыщения жидкой фазы
компонентами А и В, т. е. являются линиями раство-
римости. Точка d характеризует предельную раствори-
мость компонента В в компоненте А, а точка е — А
в В при температуре ta, a f и k — при комнатной тем-
пературе.
Таким образом, линия df характеризует изменение
растворимости компонента В в Л, а линия ek компо-
нента А в В с изменением температуры; эти линии
называют линиями предельной рас-
творимости.
Сплав, соответствующий точке С (в нашем случае
60 % В), затвердевает при постоянной температуре ta.
При температуре несколько ниже ta жидкий сплав
оказывается насыщенным по отношению к обеим фазам
(а- и p-твердым растворам), так как точка С как бы
принадлежит сразу двум ветвям линий ликвидус
(рис. 43, б). Поэтому при температуре ts одновременно
с жидким раствором сосуществуют предельно насы-
щенные кристаллы твердых растворов аир, образу-
ющих гетерогенную структуру.
Сплавы, в которых происходит одновременная кри-
сталлизация а- и p-фаз при постоянной и самой низкой
для данной системы сплавов температуре, называют
эвтектическими.
Структуру, состоящую из определенного сочетания
двух (или более) твердых фаз, одновременно кристалли-
зующихся из жидкого сплава, называют эвтекти-
кой. Эвтектическая структура в условиях сравни-
тельно высоких степеней переохлаждения состоит из
мелких кристаллов обеих фаз (а и Р), так как при одно-
временной кристаллизации их из жидкого сплава рост
каждой из них затрудняется (см. рис. 39, в).
Рассмотрим процесс кристаллизации некоторых
сплавов. Сплавы, расположенные левее точки d
(рис. 43, б) и правее точки е, кристаллизуются так же,
как и сплавы с неограниченной растворимостью (см.
рис. 41).
После затвердевания сплавы, лежащие левее точки f,
состоят только из кристаллов твердого раствора а,
а сплавы, лежащие правее точки k, — из кристаллов (5
(рис. 43 и 44, сплав /).
Рассмотрим теперь кристаллизацию доэвтек-
тического сплава на рис. 43 и 44, сплав 3. При
достижении температуры несколько ниже t6 в жидко-
сти образуются кристаллы твердого раствора а. Про-
цесс кристаллизации а-раствора будет в интервале
температур, так как система имеет одну степень сво-
боды (С = 2 + 1 — 2=1).
Процесс выделения a-кристаллов продолжается до
температуры t3. Состав кристаллов твердого раствора а
в условиях равновесия определяется точками пересе-
чения коноды с линией солидус, а остающейся жидко-
сти — точками пересечения коноды с линией ликви-
дус. Так, при температуре t7 составу жидкой фазы со-
ответствует точка т, а твердой п.
Количество жидкой и твердой фаз определяют по
правилу отрезков. При достижении эвтектической тем-
пературы t3 кристаллы a-фазы достигают предельной
концентрации (точка d) ad, а жидкая фаза получает
эвтектический состав (точка С) Же- В этих условиях
при температуре Т3 из жидкой фазы одновременно
кристаллизуются предельно насыщенные растворы аа
и ре с образованием эвтектики: )КС -> ad + ре.
Процесс кристаллизации эвтектики протекает при
постоянной температуте ts (рис. 43), так как согласно
правилу фаз при одновременном существовании трех
фаз постоянного состава (ad, ре и Л'<с) система нонва-
риантна (С — 2 + 1 — 3 = 0). Следовательно, после
затвердевания сплав состоит из первичных кристаллов
а и эвтектики (ad + ре). Любой доэвтектический сплав,
соответствующий составу, находящемуся между точ-
ками d и С, имеет те же структурные составляющие
(рис. 43, б и 44, сплав 3).
На рис. 39, б показана микроструктура доэвтекти-
ческого сплава РЬ—Sb, кристаллизующегося так же,
как сплав 3 (рис. 44, сплав 3). Эвтектический сплав
(точка С на рис. 43, б) начинает кристаллизоваться
при температуре несколько ниже tB. Кристаллизация
эвтектического сплава протекает при постоянной тем-
пературе и после затвердевания сплав состоит только
из эвтектики (а + р).
Кристаллизация заэвтектических сплавов
протекает так же, как и доэвтектических сплавов,
только вместо кристаллов a-твердого раствора из
жидкой фазы будут выделяться кристаллы р-твердого
раствора. Структура заэвтектических сплавов состоит
из первичных кристаллов p-фазы и эвтектики ad + ре
(рис. 44, сплав 3).
Область диаграммы состояния, расположенная ме-
жду кривыми растворимости df и ek, принадлежит
двухфазному состоянию — из (а + Р)-твердых раство-
ров. В до- и заэвтектических сплавах фазы с пониже-
нием температуры меняют свой состав. Это связано
с распадом кристаллов а- и p-твердых растворов. При
понижении температуры сплава из «-фазы происходит
выделение p-фазы. При этом кристаллы, выделив-
шиеся из твердого раствора, называют вторичными
и обозначают в данном случае символами а1Х и Рц.
Состав ац-фазы изменяется по линии df, а Р-фазы —
по линии ek. После окончательного охлаждения до-
эвтектические сплавы будут иметь структуру af -|-
+ эвтектика (af + p/t) + рц, а заэвтектические pfe +
+ эвтектика («/ + pft) + «ц (см. рис. 39, б и 44,
сплав 3).
Если концентрация выбранного сплава находится
между точками d и /, то в таком сплаве при темпера-
турах ниже линии elf из a-твердого раствора выделяется
(Зтг-фаза, При распаде [3-фазы в процессе охлаждения,
т. е. ниже линии ek, выделяется осп-фаза.
Рис, 44. Схема кристаллизации (в условиях равновесия) сплавов,
компоненты которых образуют ограниченные твердые растворы
и эвтектику (номера сплавов см. рнс. 43)
Рассмотрим на примере сплава 2 (см. рис. 43, б)
1превращения, связанные с распадом твердого раствора
вследствие уменьшения растворимости компонента В
|в компоненте А с понижением температуры.
Сплав 2 после окончания затвердевания (ниже
^температуры /4) состоит только из кристаллов «-твер-
дого раствора. При дальнейшем охлаждении по дости-
жении температуры t6 твердый раствор а оказывается
насыщенным компонентом В; при более низких темпе-
ратурах растворимость второго компонента умень-
шается, поэтому из а-раствора начинает выделяться
избыточный компонент в виде кристаллов 0ц (рис. 43
и 44, сплав 2).
При температурах ниже t6 сплав состоит из двух
фаз: кристаллов твердого раствора а и вторичных
кристаллов 0п-твердого раствора. Состав кристаллов
твердого раствора а с понижением температуры изме-
няется по линии df, а кристаллов твердого раствора 0 —
по линии eft; так, при температуре tB состав а-фазы
определяется точкой п', а состав 0-фазы точ-
кой п".
После окончательного охлаждения сплав состоит
(рис. 44, сплав 2) из кристаллов «-твердого раствора
состава, отвечающего точке f (af), и избыточных (вто-
ричных) кристаллов 0п-твердого раствора состава
k (0ft).
Быстрым охлаждением можно подавить распад твер-
дого раствора и переохладить его до низких темпе-
ратур. Процесс нагрева выше линии df (или ek) и
последующее быстрое охлаждение, позволяющее за-
держать выделение избыточной фазы и зафиксировать
высокотемпературное состояние, называется закал-
кой.
Пересыщенный твердый раствор при нагреве, а в не-
которых случаях и при комнатной температуре начи-
нает распадаться с выделением дисперсных частиц
избыточной фазы.
При распаде твердого раствора происходит увеличе-
ние твердости, прочности и уменьшение пластичности.
Процесс выделения избыточной фазы из пересыщен-
ного твердого раствора называется старе-
нием.
Ликвация по плотности. При кристаллизации спла-
вов по диаграмме состояния типа приведенной на рис. 43
нередко можно наблюдать явление, называемое лик-
вацией по плотности. Например, в спла-
вах РЬ—Sb выделяющиеся в процессе кристаллизации
кристаллы а (твердого раствора Sb в РЬ) или 0 (твердого
раствора РЬ в Sb) различаются по плотности от оста-
ющейся жидкой части сплава и вследствие этого всплы-
вают (кристаллы 0) или соответственно оседают на
дно (кристаллы а). Поэтому в медленно охлажденном
доэвтектическом сплаве указанной системы в резуль-
тате ликвации верхняя часть слитка обогащается
сурьмой и состоит только из эвтектики, а нижняя со-
держит много избыточных кристаллов а и небольшое
количество эвтектики (рис. 45).
Чтобы предупредить ликвацию по плотности, сплав
быстро охлаждают, а иногда добавляют третий компо-
нент, кристаллизующийся
первым в виде разветвлен-
ных дендритов, препятству-
ющих расслоению сплава.
Диаграмма состояния
сплавов, образующих
ограниченные твердые
растворы и перитектику
Диаграмма состояния. спла-
вов с перитектикой приве-
дена на рис. 46. Линия
tAmtB на диаграмме соответ-
ствует линии ликвидус, а
линия tAentB — линии со-
Рис. 45. Схема неоднород-
ности структуры отливки,
обусловленная ликвацией
по плотности
лидус. Точка е характеризует максимальную раство-
римость компонента В в А, а точка и — предельную
растворимость А в В.
Рис. 46. Диаграмма состояния сплавов, образующих ограни-
ченные твердые растворы с перитектическим превращением:
а — кривые охлаждения; б — диаграмма состояния
Линия теп называется линией перитек-
тического превращения.
Перитектическое превращение отличается от эвтек-
тического. Если при эвтектическом превращении из
жидкой фазы одновременно кристаллизуются две твер-
дые фазы, то при перитектическом превращении кри-
сталлизуется лишь одна фаза, образующаяся за счет
ранее выделившейся твердой фазы и жидкой части
сплава определенного состава (точка т).
Рассмотрим механизм перитектического превраще-
ния на примере кристаллизации сплавов 2 и 3 (рис, 46).
Начало кристаллизации сплава 3 соответствует тем-
пературе 4, когда из жидкого сплава начинают выде-
ляться кристаллы p-твердого раствора.
По достижении температуры tn в равновесии на-
ходится жидкая фаза состава, характеризуемого точ-
кой т (Жт), и p-кристаллы состава п (рп).
«-Кристаллы образуются в результате перитекти-
ческой реакции, которая сводится к взаимодействию
ранее выделившихся кристаллов рп и жидкой фазы
(Жт) : Жт + рп -> ае + рп.
Перитектическая реакция, протекающая при уча-
стии трех фаз постоянного состава (рп, Жт, ®е), со-
ответствует нонвариантному равновесию (С — 0), т. е.
процесс протекает при постоянной температуре.
Для сплава 3 соотношение реагирующих фаз ха-
рактеризуется избыточным количеством р-кристаллов,
поэтому в результате перитектического превращения
часть [3-фазы останется неизрасходованной.
Структура сплава 3 после окончания кристаллиза-
ции состоит из перитектической смеси, хорошо разви-
тых кристаллов аир (см. рис. 39, а).
Кристаллизация сплава 2 начинается при темпе-
ратуре ts с выделением из жидкой фазы кристаллов
P-твердого раствора. По достижении температуры tu
происходит перитектическое превращение: Жт + Р„->
~* Жт "К ССе-
В сплаве данного состава после перитектического
превращения в избытке оказывается жидкая фаза.
При дальнейшем понижении температуры из жидкого
сплава выпадают кристаллы a-твердого раствора. Окон-
чание кристаллизации соответствует темпера-
туре
После затвердевания сплав 2 состоит только из
кристаллов а-твердого раствора.
Сплавы, расположенные правее точки d, состоят
из кристаллов «-твердого раствора.
Для этой системы структурный и фазовый составы
совпадают.
Диаграмма состояния сплавов,
образующих химические соединения
Диаграмма состояния с одним устойчивым химическим
соединением показана на рис. 47.
Диаграмму состояния сплавов, в которых присут-
ствует устойчивое химическое соединение АпВт, можно
Рис. 47. Диаграмма состояния сплавов с образованием устой-
чивого химического соединения
разделить на две части. Одна часть диаграммы харак-
теризует сплавы, образуемые компонентом А с хими-
ческим соединением (область А — АпВт), которое
играет роль самостоятельного компонента, а другая
часть — сплавы, образуемые компонентом В с этим
же химическим соединением (область АпВт — В). Для
рассматриваемых сплавов каждая часть диаграммы
представляет сплавы с ограниченной растворимостью
в твердом состоянии и эвтектикой (см. рис. 43).
Диаграмма состояния сплавов, компоненты
которых имеют полиморфные превращения
Полиморфные превращения одного или обоих компо-
нентов сплава изменяют его структуру и свойства.
Такие превращения происходят во многих промышлен-
ных сплавах, например во многих сплавах железа,
титана и др.
Диаграммы состояния сплавов, образующих твердые
растворы с неограниченной растворимостью, в которых
один из компонентов А имеет две модификации Аа
и Ав, представлены на рис. 48, а.
Рве. 48, Диаграммы состояния сплавов, компоненты которых имею?
полиморфные превращения:
а полиморфное превращение одного компонента н А$)'. б -— то же
двух компонентов Ва и н образование эвтектоида
Для случая, приведенного на рис. 48, а, все сплавы
после затвердевания состоят из p-раствора, который
является твердым раствором компонентов Лр (в со-
стоянии, когда он имеет p-модификацию) и В. При
понижении температуры Лр-модификация превращается
в Л „-модификацию. Поэтому в области, ограниченной
линиями ab и ас, в равновесии находятся две фазы
а + р, где p-фаза является твердым раствором ком-
понента В и p-модификации компонента А, а а-фаза —
твердым раствором В и a-модификации компонента А.
Ниже линии ab сплавы состоят только из а-фазы.
Кристаллическая решетка а-раствора отлична от ре-
шетки p-раствора. На диаграмме (рис. 48) линия ас
при охлаждении соответствует температуре начала,
а линия ab — температуре окончания полиморфного
Р а-превращения. Например, при температуре ts
(сплав /, точка mj p-твердый раствор становится
неустойчивым и в его кристаллах возникают зародыши
a-твердого раствора, состав которого соответствует
точке /?,. Развитие превращения р -> а возможно
только при дальнейшем охлаждении сплава. Образу-
ющиеся кристаллы «-твердого раствора при понижении
температуры изменяют свой состав по линии ab, а кри-
сталлы P-твердого раствора — по линии ас.
При температуре 15 (точка п3) полиморфное превра-
щение р -э- « заканчивается, и при более низкой тем-
пературе сплав имеет однофазную структуру «-твер-
дого раствора. В сплавах, находящихся между точ-
ками b и с, превращение Р -> а при комнатной темпе-
ратуре не заканчивается; после охлаждения до 20 °C
эти сплавы сохраняют двухфазную структуру а + р.
Сплавы, лежащие правее точки с, не претерпевают
пол иморфного пр евр ащения.
Из диаграммы видно, что полиморфное р -> «-пре-
вращение в сплавах протекает в интервале температур
и сопровождается диффузионным перераспределением
компонентов между обеими фазами.
Диаграмма состояния сплавов, у которых высоко-
температурные модификации компонентов р обладают
полной взаимной растворимостью, а низкотемператур-
ные а — ограниченной, приведена на рис. 48, б. В ре-
зультате первичной кристаллизации все сплавы этой
системы образуют p-твердый раствор.
С понижением температуры [3-твердый раствор рас-
падается вследствие ограниченной растворимости ком-
понентов в «-модификации (рис. 48, б). Линии ас и Ьс
соответствуют температурам начала распада ^-твердого
раствора. При температурах ниже линии ас в равно-
весии находятся кристаллы твердых растворов а и [3,
состав которых определяется линиями ас ф-фаза) и
ad (а-фаза).
При температурах ниже линии ас в равновесии
находятся р- и а'-фазы. Состав p-твердого раствора при
понижении температуры изменяется по линии ас,
а а'-фазы — по линии ad. При температурах ниже ли-
нии cb в равновесии находятся |3- и а'фазы. Состав
[3-твердого раствора при понижении температуры изме-
няется по линии Ьс, а а' -— по линии be. По достижении
изотермы dee (3-твердый раствор, состав которого отве-
чает точке с, при постоянной температуре распадается
(С = 0): аа + а'е — эвтектоид.
Подо ные превращения в отличие от эвтектического
называют эвтектоидными, а смесь полученных
кристаллов (а + а') — эвтектоидом. Сплавы,
расположенные левее точки с, называются д о эв-
тектоидным и, сплав, отвечающий точке с, —
эвтектоидным и сплавы, лежащие правее точ-
ки с, — заэвтектоидными.
Линия df указывает на изменение предельной рас-
творимости компонента В в а-модификации компо-
нента А в зависимости от температуры, а линия ek
компонента А в a-модификации компонента В.
Понятие о диаграммах
состояния тройных сплавов
Диаграмма состояния тройных сплавов имеет вид
трехгранной призмы. Основанием призмы служит рав-
носторонний треугольник, который указывает концен-
трацию компонентов. Этот треугольник называют к о н-
ц е н т р а ц и о н н ы м.
Компоненты, образующие сплав, указывают в вер-
шинах треугольника, двойные сплавы — на сторонах
треугольника, а тройные сплавы — точками внутри
треугольника.
Для определения состава тройного сплава исполь-
зуют свойство равностороннего треугольника: если
через любую точку внутри треугольника, например М
(рис. 49), провести прямые, параллельные сторонам,
то сумма отрезков а, Ь, с, отмеченных на сторонах,
равна стороне треугольника (а + b с = АВ — ВС =
= СА).
За 100 % одного из компонентов принимают сто-
рону треугольника. Для определения состава сплава,
соответствующего, например, точке М, пользуются
отрезками Mh, Mk и Mg, равными соответственно
отрезкам а, b и с. Концентрации отсчитывают по часо-
вой стрелке. Тогда отрезок а соответствует содержа-
нию компонента А, отрезок b — содержанию компо-
нента В и отрезок с — содержанию компонента С.
Температуры откладывают по высоте призмы. В свя-
зи с этим для указания фаз и структуры тройного сплава
в зависимости от концентрации и температуры необхо-
димо пространственное изображение соответствующей
диаграммы.
щии вид тройных диаграмм состояния опреде-
ляется характером двойных систем, образующих их
боковые грани (рис. 50, а) и характеризующих взаимо-
действие компонентов в разной их комбинации.
Тройная диаграмма состояния с неограниченной
растворимостью компонентов в жидком и твердом со-
стояниях приведена на рис. 50. Кристаллизация трой-
ных сплавов начинается при температурах, лежащих
Рис. 49. Концентрационный
Рис. 50. Диаграмма состояния тройных сплавов с неограниченной рас-
творимостью компонентов (Л, В и С) в жидком и твердом состояниях (а)
и кривая охлаждения сплава (б)
на поверхности ликвидус. Окончание кристаллизации
тройных a-твердых растворов соответствует температу-
рам, образующим поверхность солидус.
Выше поверхности ликвидус сплавы находятся
в жидком состоянии. В интервале температур между
поверхностями ликвидус и солидус будет двухфазное
состояние Ж + а. При температурах ниже поверх-
ности солидус существует только тройной а-твердый
раствор.
Превращения в тройных сплавах удобнее наблюдать
не по пространственной диаграмме, а по сечениям
(разрезам) этих диаграмм.
Применяют следующие виды сечения пространствен-
ных диаграмм тройных сплавов:
1) горизонтальные, которые проводят в виде изо-
термических сечений, указывающих фазовый и струк-
турный состав для всех сплавов при определенной
температуре, или в виде проекции отдельных поверх-
ностей и линий на горизонтальную плоскость (концен-
трационный треугольник);
2) вертикальные (политермические), широко исполь-
зуемые при изучении тройных сплавов.
Горизонтальный разрез тройной диаграммы спла-
вов — твердых растворов — показан на рис. 51, а.
Рис. 51. Изотермические сечения тройной диаграммы
с неограниченной растворимостью:
а — проекция линий ликвидус и солидус изотермиче-
ского сечения; б — проекция изотерм поверхностей
ликвидус и солидус сечения на концентрационный тре-
угольник; сплошные линки — начало кристаллизации;
штрих-пунктирные — конец кристаллизации
Рис. 52, Пол и метрические сечения тронной диаграммы
с неограниченной растворимостью:
а — следы двух вертикальных разрезов на концентра-
ционном треугольнике; б, в «— вертикальные сечения
Плоскость А'В'С', параллельная плоскости концентра-
ционного треугольника АВС, пересекает поверхность
ликвидус по кривой апЪ, а поверхность солидус по
кривой cmd. Полученные кривые называют соответ-
ственно изотермами ликвидус и солидус, их проекти-
руют на концентрационный треугольник (линии а'п’Ь'
и c'm'd') и рядом указывают соответствующие темпе-
ратуры. Если нанести на концентрационный треуголь-
пик проекции линий ликвидус и солидус для несколь-
ких температур, то можно получить сведения о темпе-
ратурах начала и конца кристаллизации для всех
сплавов системы А—В—С (рис. 51, б).
На рис. 52 показаны следы сечения тройной диа-
граммы двумя вертикальными плоскостями, а на
рис. 52, б, в — соответствующие разрезы.
Политермнческие разрезы дают возможность опре-
делить температуры начала и конца фазовых превра-
щений в сплавах, соответствующих разрезу (например,
точки /„ и tK для сплава /—I на рис. 52, б, отвечающие
температурам начала и конца кристаллизации).
Диаграммы состояния, строение и свойства сплавов
Как показал Н. С. Курпаков, между составом и струк-
турой сплава, определяемой диаграммой состояния
а Содержание В, % q
Рис. 53. Связь между диаграммой состояния (струк-
турой) и некоторыми свойствами сплавов (р — электро-
сопротивление; ^сум — суммарное изменение объема;
Ур — объем усадочной раковины; Уд — пористость;
g — жидкотекучесть). 1 —деформируемые; 2 — литейные
сплавы
и свойствами сплава, существует определенная зави-
симость (рис. 53).
Твердые растворы имеют более высокие значения
временного сопротивления разрыву и твердости, чем
исходные компоненты (рис. 53, с); в то же время они
сохраняют достаточно высокую пластичность.
Твердые растворы из-за сочетания повышенной проч-
ности и хорошей пластичности выгодно использовать
как основу для конструкционных сплавов. Образова-
ние твердых растворов сопровождается значительным
увеличением электрического сопротивления, что свя-
зано с сильным искажением электрического поля ме-
талла-растворителя атомами растворенного компонента
и уменьшением температурного коэффициента электро-
сопротивления. Поэтому твердые растворы применяют
для изготовления проволоки (ленты), используемой
в электронагревательных элементах и реостатах.
В сплавах с ограниченной растворимостью свойства
при концентрациях, отвечающих однофазному твердому
раствору, изменяются по криволинейной зависимости
(рис. 53, б). В области механической смеси двух фаз а
и р свойства изменяются по прямой, т. е. представляют
собой среднее из свойств фаз, образующих смесь. Так,
если одна фаза мягкая и пластичная, а другая твердая
и хрупкая, то сплав тем тверже и хрупче, чем больше
в нем второй фазы.
При концентрации, соответствующей химическому
соединению (рис. 53, в), наблюдается характерный пе-
релом кривой свойств (сингулярная точка).
Это объясняется тем, что свойства химических со-
единений отличаются от свойств образующих их компо-
нентов. Химические соединения, особенно соединения
металла с углеродом (карбиды) и азотом (нитриды),
имеют очень высокую твердость, но хрупки.
Указанные схемы дают приближенную зависимость
свойств от состава и строения сплава. Свойства сильно
зависят от тонкого строения сплава (размера блоков,
искажений кристаллической решетки), величины зерна,
степени дисперсности фаз и т. д.
А. А. Бочвар показал, что существует определен-
ная связь между типом диаграммы состояния и литей-
ными свойствами.
Сплавы — твердые растворы—имеют низкие литей-
ные свойства (плохая жидкотекучесть g, склонность
к образованию рассеянной пористости Уп и трещинам).
Для получения высоких литейных свойств концентра-
ция компонентов в литейных сплавах должна превы-
шать их максимальную растворимость в твердом со-
стоянии и приближаться к эвтектическому составу.
Эвтектические сплавы обладают хорошей жидкотеку-
честью, и усадка в них проявляется в виде сконцентри-
рованной раковины.
Сплавы, лежащие левее точки а (предельной раство-
римости в твердом растворе) и состоящие в основном
из a-фазы, пластичны, и поэтому хорошо прокаты-
ваются, куются, прессуются и т. д. (рис. 53, б). Пла-
стичность сильно снижается при появлении в структуре
эвтектики. Поэтому в деформируемых сплавах макси-
мум растворимости при эвтектической температуре
(рис. 53, б, точка а) является верхним желательным
пределом содержания компонентов.
Глава ЖЕЛЕЗО И ЕГО СПЛАВЫ
vm
1. Диаграмма состояния железо-углерод
Сплавы железа распространены в промышленности
наиболее широко. Главные из них — сталь и чу-
гун — представляют собой сплавы
железа с углеродом. Для получения заданных
свойств в сталь и чугун вводят легирующие элементы.
Ниже будет рассмотрено строение и фазовые превра-
щения в сплавах железо—углерод, а также фазы
в сплавах железа с легирующими элементами.
Компоненты и фазы в системе железо—углерод
Чистое железо — металл серебристого цвета. Темпе-
ратура плавления железа 1539 °C. Чистое железо,
которое может быть получено в настоящее время,
содержит 99,999 % Fe. Технические сорта железа со-
держат 99,8—99,9 % Fe. Железо известно в двух по-
лиморфных модификациях а и у. Модификация а-
железо (Fea) существует при температурах ниже 910 °C
и выше 1392 °C (рис. 54). Для интервала температур
1392—1539 °C a-железо нередко обозначают как
6-железо (Fe6).
Кристаллическая решетка а-железа — объемноцен-
трированный куб с периодом решетки а — 0,28606 нм
(рис. 54). До температуры 768 °C железо магнитно
(ферромагнитно). Критическую точку (768 °C), соответ-
ствующую магнитному превращению, т. е. переходу
из ферромагнитного состояния в парамагнитное, назы-
вают точкой Кюри и обозначают А2 (рис. 54).
Рис. 54. Кривая охлаждения железа
у-Железо (Fev) существует при температуре 910—
1392 °C; оно парамагнитно.
Критическую точку у ** a-превращения при 910 °C
обозначают соответственно Ас3 (при нагреве) и У1г3
(при охлаждении). Критическую точку перехода у
железа при 1392 °C обозначают Лс4 (при нагреве) и Аг4
(при охлаждении).
Кристаллическая решетка у-железа — гранецен-
трированный куб (рис. 54) с периодом решетки а =
== 3,645 нм при температуре 910 °C.
Углерод является неметаллическим элементом. Тем-
пература плавления углерода 3500 °C. Углерод поли-
морфен. В обычных условиях он находится в виде мо-
дификации графита.
Углерод растворим в железе в жидком и твердом
состояниях, а также может находиться в виде химиче-
ского соединения Fe3C — цементита, а в высокоугле-
родистых сплавах и в виде графита.
Рис. 55. Микроструктура феррита (о) и аустенита (б) при 950 °C, X 400
В системе Fe—С различают следующие фазы: жид-
кий сплав, твердые растворы — феррит и аустенит,
а также цементит и графит.
Феррит (Ф)— твердый раствор углерода в а-железе.
Различают низкотемпературный сс-феррит с раствори-
мостью углерода до 0,02 % и высокотемпературный
6 (а)-феррит с предельной растворимостью углерода
0,1 %. Атом углерода располагается в решетке фер-
рита в центре грани куба, где помещается сфера радиу-
сом 0,29 атомного радиуса железа R, а также в вакан-
сиях, на дислокациях и т. д. Под микроскопом феррит
выявляется в виде однородных полиэдрических зерен
(рис. 55, а).
Феррит (0,006 % С) имеет примерно следующие ме-
ханические свойства: ов = 250 МПа; <т0>, — 120 МПа;
б = 50 %; ф = 80 %; НВ 80—90.
Аустенит (А) — твердый раствор углерода в у-же-
лезе. Предельная растворимость углерода в у-железе
2,14 %. Атом углерода в решетке у-железа распола-
гается в центре элементарной ячейки (см. рис. 38, б),
в поре, которая может быть представлена в виде сферы
радиусом 0,41 А*, и в дефектных областях кристалла.
Различные объемы пор и их числа в о. ц. к. и г. ц. к.
решетках и предопределили значительно большую рас-
творимость углерода в у-железе по сравнению с a-же-
лезом. Микроструктура аустенита — полиэдрические
зерна (рис. 55, б).
Цементит — это химическое соединение железа
с углеродом — карбид железа Fe3C. В цементите со-
держится 3,67 % углерода. Цементит имеет сложную
ромбическую решетку с плотной упаковкой атомов.
Температура плавления цементита точно не определена
в связи с возможностью его распада и принимается
равной примерно 1250 °C. До температуры 210 °C це-
ментит ферромагнитен. К характерным особенностям
цементита относится высокая твердость (НВ 800) и
очень малая пластичность. Цементит является метаста-
бильной фазой. В условиях равновесия в сплавах
с высоким содержанием углерода образуется графит.
Графит. Кристаллическая решетка графита — гек-
сагональная слоистая. Графит мягок, прочность и
электропроводность его низкие \
Диаграмма состояния железо—цементит
(метастабильное равновесие)
На рис. 56 приведена диаграмма состояния железо—
цементит. Она показывает фазовый состав и структуру
сплавов с концентрацией от чистого железа до цемен-
тита (6,67 %).
Точка А (1539 °C) на диаграмме соответствует тем-
пературе плавления чистого железа, а точка D — тем-
пературе плавления цементита Fe3C. Точки N (1392 °C)
и G (911 °C) соответствуют полиморфному превраще-
нию у-железа a-железо. Точка Е характеризует
предельную растворимость углерода в у-железе при
1147 °C (2,14 % С).
Процесс кристаллизации сплавов начинается по
достижении температур, соответствующих линии ABCD
(линия ликвидус). Конец затвердевания соответствует
1 При разложении некоторых органических соединений получают
углеродные (графитные) волокна, обладающие высокой прочностью, по-
этому их используют Для армирования алюминиевых сплавов.
температурам, образующим линию солидус AHJECF.
Верхний левый угол диаграммы характеризует пре-
вращения, связанные с аллотропическим превращением
a (S) у при высоких температурах. При темпера-
турах, соответствующих линии АВ, из жидкости вы-
t,°C
1600
1500
феррит (б) ffr
1W0
1300 -
Z1 Живность * шеррит (5)
sSC. в .
*^—(о)* аустенит
Жидкость
12CQ
Жидкость*
^оусшеншп
1100
Аустенит
(?)
Xud№cmb*Fe}Ci
1000
. 900 g.
Аустенит
ешеррит Ч
800 {
Феррит (ам
700
*АуСШ№№\
Fe3Cffl)|
Tf МГС сЬ
§ Цементита)*
[ Аустенит* цементита^' *левебуршп
1 * (аустенит’цементит)
I ледебурит !|-
\ (аустенит * цементит) i =§
1 ! 1В
Д'
7Z7°0
600
Феррит (ож
Те}ся500'
I?„, г ПерриинцеметтШ)
[1ЙЭДй®> fe3c(H)*\ * ледебурит
. J j переит । г,ерш j (перрит* цементит)
О- 1 ' 2
Цементита) *
* лебедурит
1 '^jeepeum*цементит) |
Е
к
3
4
5
Л
F
К
I I I I I I I I I I I
о 10 20 30 90 50 60 70 80 00 6^,%
Рис. 56. Диаграмма состояния Fe—Fe3C
деляются кристаллы твердого раствора углерода в а-
железе (S-раствор) — феррит (Ф).
В сплавах с содержанием до 0,1 % С кристаллиза-
ция заканчивается при температурах, соответству-
ющих линии АН с образованием феррита (6-твердого
раствора). HJB — линия перитектического превраще-
ния, протекающего при постоянной температуре (С =
= 2+ 1 — 3 = 0). Результатом перитектического пре-
вращения является образование твердого раствора
углерода в у-железе, т. е. аустенита (Л).
Сплавы, содержащие от 0,1 (точка Н) до 0,16 % С
(точка J), испытывают перитектическое превращение
Жб + Фн (S) —> Фн + Aj, в результате которого об-
разуется двухфазная структура Ф (S-раствор) + Л
(7-раствор). В сплаве, содержащем 0,16 % С (точка J),
исходные кристаллы Ф (S-твердого раствора) и вся
жидкая фаза при перитектическом превращении пол-
ностью расходуются на образование аустенита:
Жв + Фц AJ (аустенит).
В сплавах, содержащих от 0,16 до 0,5 % С, при
перитектическом превращении Фп (6-твердый раствор)
расходуется полностью, а жидкая фаза остается в из-
бытке:
Жв + Фц Жв 4- Л j (а у стен ит).
Поэтому при температурах ниже линии JB сплав
будет двухфазным: аустенит (у-твердый раствор) +
4- жидкость. Процесс кристаллизации закончится по
достижении температур, соответствующих линии со-
лидус JE. После затвердевания эти сплавы приобре-
тают однофазную структуру — аустенит (Л).
При температурах, соответствующих линии ВС,
Ез жидкого сплава кристаллизуется аустенит, а по
линии CD — цементит. В точке С при 1147 °C и кон-
центрации углерода 4,3 % из жидкого сплава одно-
временно кристаллизуются аустенит и цементит, обра-
зуя эвтектику, которая называется ледебури-
том:
Же -> Ля 4- FesC (ледебурит).
Сплавы, содержащие от 0,16 до 2,14 % С, кристал-
лизуются в интервале температур, ограниченном ли-
ниями ВС и JE. После затвердевания (ниже линии
солидус JE) сплавы получают однофазную структуру —
аустенит.
При кристаллизации доэвтектических
сплавов, содержащих от 2,14 до 4,3 % С, из жидкой
фазы по достижении температур, соответствующих ли-
нии ликвидус ВС, сначала выделяются кристаллы
аустенита, а при 1147 °C (линия ECF) сплавы затверде-
вают с образованием эвтектики — ледебурита. Следо-
вательно, доэвтектические сплавы после затвердевания
и при температурах выше 727 °C имеют структуру
аустенит 4- ледебурит (Л 4- FesC).
3 аэвтект и ч еск и е сплавы, содержащие
от 4,3 до 6,67 % С, начинают затвердевать по достиже-
нии температур, соответствующих линии CD. Перво-
начально из жидкой фазы выделяются кристаллы це-
ментита, а по достижении 1147 иС (линия ECF) сплавы
окончательно затвердевают с образованием эвтектики—
ледебурита.
После затвердевания структура сплава состоит из
кристаллов цементита + ледебурит. Цементит, обра-
зующийся из жидкой фазы, называют нерв и ч н ы м
цементитом.
Сплавы железа с углеродом, содержащие до 2,14 %
С, называют ста л ь ю; сплавы, содержащие более
2,14 % С, — ч у г у н о м.
Принятое разграничение между сталью и чугуном
совпадает с предельной растворимостью углерода
в аустените. Стали после затвердевания не содержат
малопластичной структурной составляющей — ледебу-
рита и при высоком нагреве имеют структуру чистого
аустенита, обладающего высокой пластичностью. По-
этому стали легко деформируются, т. е. являются
ковкими сплавами.
По сравнению со сталью чугуны обладают лучшими
литейными свойствами и, в частности, более низкими
температурами плавления, но они хрупки и практи-
чески не поддаются ковке. Это объясняется присут-
ствием в структуре чугунов легкоплавкой и хрупкой
эвтектики — ледебурита или графита.
Рассмотрим теперь превращения, протекающие
в. твердом состоянии. Эти превращения связаны с пере-
ходом при охлаждении у-железа в а-железо и распадом
аустенита (рис. 56 и 57) и феррита.
Линия GS на диаграмме (см. рис. 56) при охлажде-
нии соответствует температурам начала превращения
у а. Ниже линии GS из аустенита выделяется феррит.
Критические точки, образующие линию GS в усло-
виях равновесия, принято обозначать Ars при охлаж-
дении и Ася при нагреве (конец растворения фер-
рита).
Линия ES показывает изменение растворимости
углерода в аустените с изменением температуры и
при охлаждении соответствует температурам начала
распада аустенита с выделением из него цементита.
Цементит, выделяющийся из аустенита, в отличие
от цементита, кристаллизующегося из жидкой фазы,
называют вторичны м. Критические точки, обра-
зующие линию ES, обозначают Аст.
Точка S при 727 °C и концентрации углерода 0,8 %
показывает минимальную температуру равновесного
существования аустенита при охлаждении.
По достижении 727 °C происходит распад аустенита
с образованием эвтектоидной структуры, которую на-
зывают перлитом. Эвтектоид—перлит получается
в результате одновременного образования из аустенита
частиц феррита и цементита -> ФР + Fe;jC. Таким
Рис. 57. Схема превращения в сталях (содержание углерода от 0,10 до
1,60 %) при охлаждении. А — аустенит; Ф — феррит; П — перлит;
Ц — цементит
образом, перлит содержит 0,8 % С, образуется при
727 °C и представляет собой структуру, состоящую
из двух фаз — феррита и цементита (рис. 56, 57).
Температуру фазового равновесия (727 °C, линия PSK
на рис. 56) аустенит перлит (феррит + цементит)
обозначают Art (при охлаждении) и (при нагреве).
Точка Р характеризует предельную растворимость
углерода в сс-железе при эвтектоидной температуре
727 °C; она составляет 0,020 % С.
Линия PQ показывает изменение растворимости
углерода в «-железе в зависимости от температуры и
соответствует при охлаждении началу выделения из
феррита избыточного цементита. Следовательно, сплавы
левее точки Q состоят только из феррита, а сплавы,
концентрация которых находится в пределах от Q до Р,
имеют двухфазную структуру: феррит и избыточный
цементит, выделяющийся из твердого раствора при
железо
' йпМЬ'ПМЛКГГ}*.
ЙЙ| Й/77 ТОТ tff.iU#
Ss стал ~3ерлл^
?ис. 68. Микроструктура сталей (белые поля в феррит, полосчатые «
перлит, в заэвтектоидиой стали белая сетка вторичный цементит),
Х500
понижении температуры. Цементит, выделяющийся из
феррита, называют третичным цементи-
том.
Сплавы, содержащие не более 0,020 % С, называют
техническим железом.
Сплавы, имеющие концентрацию углерода от 0,02
до 0,8 % (точка S), называют д оэвтектои д -
н ы м и сталями. Они имеют структуру фер-
рита, выделяющегося из аустенита в области темпе-
ратур Ars и Лц, и перлита, образующегося из
аустенита по достижении температуры Аг, (727 t, ли-
ния PSK) (рис. 57, 58).
Сталь с 0,8 % С называют эвтектоидной.
Она имеет в структуре только эвтектоид — перлит
(рис. 57, 58).
Стали, содержащие от 0,8 до 2,14 % С (точка Е),
называются заэвтектоидными Они имеют
структуру, состоящую из в т о р и ч н о г о ц е м е н-
т и т а, выделившегося из аустенита при температурах
ниже линии ES, «перлита, образовавшегося в ре-
зультате распада аустенита по достижении эвтектоид-
ной температуры (727 °C, линия PSK) (рис. 57, 58).
В доэвтектических чугунах при по-
нижении температуры вследствие уменьшения раство-
римости углерода в аустените, указываемого линией ES,
происходит частичный распад аустенита: первичных
кристаллов, выделившихся из жидкости', и аустенита,
входящего в ледебурит. Этот распад заключается в вы-
делении кристаллов вторичного цементита и в умень-
шении содержания углерода в аустените.
По достижении температуры, соответствующей ли-
нии PSI< (727 сС), аустенит, обедненный углеродом до
эвтектоидного состава (0,8 % С), превращается в пер-
лит. Доэвтектические чугуны после окончательного
охлаждения имеют структуру перлита, ледебурита
(перлит + цементит) и вторичного цементита (рис. 59, а).
Эвтектический чугун (4,3 % С) при
температурах ниже 727 °C состоит только из ледебу-
рита (перлит 4- цементит) (рис. 56 и 59, б).
Эвтектический чугун при температурах ниже 727 °C
состоит из первичного цементита и ледебурита (пер-
лит 4- цементит) (рис. 59, в).
Сплавы железа с углеродом после окончания кри-
сталлизации имеют различную структуру. Однако фа-
зовыи состав всех сплавов одинаков; при температурах
ниже 727 °C они состоят из феррита и цементита.
Рис. 59, Микроструктура чугуна, Х500:
а — доэвтектический чугун (ледебурит 4" перлит -р цементит); б — эвтек-
тический чугун (ледебурит); в заэвтектический чугун (ледебурит 4-
первичный цементит). Пестрые участки — ледебурит; темные — перлит;
светлые — цементит; г — серый чугун; феррит (белый), графит (серые
выделения)
Диаграмма состояния железо—графит
(стабильное равновесие}
Образование стабильной фазы графита в чугуне может
происходить в результате непосредственного выделения
его из жидкого (или твердого) раствора или вследствие
распада предварительно образовавшегося цементита.
Процесс образования в чугуне графита называют
графитизацией.
Диаграмма состояния стабильного равновесия спла-
вов Fe—С показана на рис. 60 (штриховые линии соот-
ветствуют выделению графита, а сплошные — цемен-
тита).
В стабильной системе при температурах, соответ-
ствующих линии CD', кристаллизуется первич-
ный г р а ф и т. При температуре 1153 °C (линия
сс
Рис. 60. Диаграмма состояния Fe—С
Е'СТ') образуется графитная эвтектика:
аустенит + графит.
По линии E'S' выделяется вторичный графит, а при
738 °C (линия P'S’К.') образуется эвтектоид, со-
стоящий из феррита и графита. Если при эвтектической
кристаллизации выделяется только графит, то чугун
называют серым, если графит и цементит — по-
ловинчатым^ если только цементит — белым.
Вероятность образования в жидкой фазе (или аусте-
ните) метастабильного цементита, содержащего 6,67 %
С, значительно больше, чем графита, состоящего только
из атомов углерода. Графит образуется только при
очень малой скорости охлаждения, когда степень пере-
охлаждения жидкой фазы невелика.
Ускоренное охлаждение частично или полностью
прекращает кристаллизацию графита и способствует
образованию цементита.
В жидком чугуне присутствуют различные включе-
ния (графит, SiO2, А1ЙО3 и др.). Эти частицы облегчают
образование и рост графитных зародышей.
Графит, образующийся из жидкой фазы, растет
из одного центра и, разветвляясь в разные стороны,
приобретает форму сильно искривленных лепестков.
В плоскости шлифа графит имеет вид прямолинейных
или завихренных пластинок, которые представляют
собой различные сечения графитных лепестков
(рис. 59, г).
Основная масса графита в серых чугунах полу-
чается в период кристаллизации из жидкой фазы. Гра-
фит, возникающий при распаде аустенита, не образует
самостоятельных выделении, а наслаивается па име-
ющиеся графитные включения, увеличивая их размеры.
2. Влияние углерода и постоянных примесей
на свойства стали
Сталь является многокомпонентным сплавом, содер-
жащим углерод и ряд постоянных или неизбежных
примесей Мп, Si, S, Р, О, Н, N и др., которые влияют
на ее свойства.
Влияние углерода. Структура стали (см. рис. 58)
после медленного охлаждения состоит из двух фаз —
феррита и цементита. Количество цементита возрастает
в стали прямо пропорционально содержанию углерода
(рис. 61, б).
Твердые и хрупкие частицы цементита повышают
сопротивление движению дислокаций, т. е. повышают
сопротивление деформации и уменьшают пластичность
и вязкость. Вследствие этого с увеличением в стали
углерода возрастают твердость, временное сопротив-
ление разрыву и предел текучести, а уменьшаются
относительное удлинение, относительное поперечное
сужение и ударная вязкость (рис. 61, а).
Каждая 0,1 % С повышает температуру порога
хладноломкости в среднем на 20 °C.
При содержании в стали >1,0—1,2 % С ее твер-
дость в отожженном состоянии возрастает, а временное
сопротивление разрыву уменьшается. Последнее объяс-
няется выделением по границам бывшего зерна аусте-
нита вторичного цементита. При испытании на растя-
жение цементит, будучи хрупким, разрушается, что
приводит к преждевременному разрушению образца
и снижению временного сопротивления (рис. 61, а).
Влияние кремния и марганца. Содержание кремния
в углеродистой стали в
превышает0,35—0,4 %,
а марганца 0,5—0,8 %.
Кремний и марганец
переходят в сталь в про-
цессе ее раскисления
при выплавке.
Кремний, остающий-
ся после раскисления в
твердом растворе (в
феррите), сильно повы-
шает предел текучести.
Это снижает способ-
ность стали к вытяжке
и особенно холодной
высадке. Поэтому в ста-
лях, предназначенных
для холодной штампов-
ки и холодной высад-
качестве примеси обычно не
КИ, содержаниекремпия Рис. 61. Влияние углерода на механи-
ДОЛЖНО быть понижено. «еские свойства (а) и количество фер-
. , пита и цементита в стали (о)
Марганец заметно
повышает прочность, практически не снижая пластич-
ности, но резко уменьшает красноломкость стали, т. е.
хрупкость при высоких температурах, вызванную
влиянием серы.
Влияние серы. Сера является вредной примесью
в стали. С железом она образует химическое соедине-
ние FeS, которое практически нерастворимо в железе
в твердом состоянии. Соединение FeS образует с желе-
зом легкоплавкую эвтектику (темпера-
тура плавления 988 °C), которая располагается по
границам зерен. При нагревании стали до температуры
прокатки или ковки (1000—1200 °C) эвтектика расплав-
ляется, нарушается связь между зернами металла и
вследствие этого при деформации стали в местах рас-
положения эвтектики возникают надрывы и трещины.
Это явление носит название красноломкости.
Присутствие в стали марганца, обладающего боль-
шим сродством к сере, чем железо, и образующего
с серой тугоплавкое соединение MnS, практически
исключает явление красноломкости. В затвердевшей
стали частицы MnS располагаются в виде отдельных
включений в объеме зерна. В деформированной стали
эти включения оказываются вытянутыми в направле-
нии прокатки. На деформированных включениях MnS
зарождаются зерна доэвтектоидного феррита, что при-
водит к образованию строчечности структуры. Горя-
чекатаная сталь со строчечной структурой имеет более
низкие механические свойства (ов, ос>2, б, ф) в попереч-
ном направлении по сравнению с основным направле-
нием деформации. Сера снижает работу развития тре-
щины (КСТ), предел выносливости (О-д). Кроме того,
сера ухудшает свариваемость и коррозионную стой-
кость.
Поэтому содержание серы в стали строго ограни-
чивается до 0,035—0,06 %.
Влияние фосфора. Фосфор растворяется в Fea и
Fev, а при высоком содержании (более 1,0—1,2 %)
образует фосфид Fe3P, содержащий 15,62 % Р. Раство-
ряясь в феррите, фосфор сильно искажает кристалли-
ческую решетку и увеличивает временное сопротивление
разрыву и предел текучести, но сильно уменьшает
пластичность и вязкость. Снижение вязкости тем зна-
чительнее, чем больше в стали углерода. Фосфор повы-
шает порог хладноломкости и уменьшает работу раз-
вития трещины. Каждая 0,01 % Р повышает порог
хладноломкости стали на 20—25 °C.
Вредное влияние фосфора усугубляется тем, что
он обладает большой склонностью к ликвации. Ликва-
ция фосфора в присутствии MnS нередко приводит
к образованию строчечной структуры.
В большинстве сталей фосфор является вредной
примесью. В зависимости от качества стали допускается
<0,025—0,08 % Р.
Влияние азота, кислорода и водорода. Азот и кисло-
род присутствуют в стали в виде хрупких неметалли-
ческих включений (например, FeO, SiO2, А12О3, Fe4N
и др.), твердых растворов или в свободном виде распо-
лагаясь в раковинах, трещинах и других дефектных
участках металла. Примеси внедрения (азот, кисло-
род), концентрируясь по границам зерен в виде ни-
тридов и оксидов, повышают порог хладноломкости,
понижают сопротивление хрупкому разрушению и пре-
дел выносливости стали.
Очень вреден растворенный в стали водород, кото-
рый охрупчивает сталь. Поглощенный при выплавке
стали водород не только охрупчивает сталь, но и
приводит к образованию в крупных катаных заготовках
и поковках флокенов. Флокены представляют собой
очень тонкие трещины. В изломе флокены имеют вид
пятен—хлопьев серебристого цвета. Флокены резко
ухудшают свойства стали. Металл, имеющий флокены,
нельзя использовать в промышленности.
3. Легирующие элементы в стали
Легирующие элементы при введении в сталь могут обра-
зовывать с железом твердые растворы, растворяться
в цементите или давать самостоятельные специальные
карбиды, образовывать (при высоком содержании) с же-
лезом интерметаллические соединения.
Влияние легирующих элементов
на полиморфные превращения железа
Все элементы, за исключением углерода, азота, водо-
рода и отчасти бора \ образуют с железом твердые
растворы замещения. Растворяясь в железе, они влияют
на положение точек As и определяющих темпера-
турную область существования а- и у-железа.
. Никель и марганец понижают точку А3 и повышают
точку Л4. В результате этого на диаграмме состояния
железо — легирующий элемент наблюдается расшире-
ние области у-фазы и сужение области существования
a-фазы (рис. 62, а). Сплавы, имеющие концентрацию
легирующего элемента больше указанной на рис. 62, а
(точки п), не испытывают фазовых превращений
и при всех температурах представляют собой твердый
раствор легирующего элемента в у-железе. Такие сплавы
называют аустенитными.
Сплавы, частично претерпевающие превращение
называют п о л у а у с т е н и т и ы м и.
1 Атомы бора частично располагаются в порах решетки а-железа,
а частично замещают атомы железа.
На рис. 63, а приведена диаграмма состояния спла-
вов Fe—Ni, иллюстрирующая описанные изменения
в положении критических точек А3 и Л4.
Хром, вольфрам, молибден, ванадий, кремний и др.
понижают точку Л4 и повышают точку Л3. Это приводит
к тому, что при определенной концентрации легиру-
ющих элементов (см. точку т на рис. 62, в) критические
Рис. 62. Влияние легирующих элементов на полимор-
физм железа:
а — элементы, расширяющие область существования
у-фазы (аустенита); б элементы, расширяющие об-
ласть a-фазы (феррита)
точки, а точнее их интервалы Л4 и Л3, сливаются, и
область у-фазы полностью замыкается. При содержании
легирующего элемента, большем, чем указано на
рис. 62, в (точка т), сплавы при всех температурах
состоят из твердого раствора легирующего элемента
в a-железе. Такие сплавы называют ферритными,
а сплавы, имеющие лишь частичное превращение
¥ ++ а, — п о л у ф е р р и т н ы м и. На рис. 63, б,
приведена диаграмма состояния сплавов Fe—V, ха-
рактерная для этой группы элементов.
Основой современных сложнолегированных сталей
являются не двойные, а тройные, четверные и более
сложные твердые растворы. При введении в сплав
нескольких легирующих элементов их влияние на а-
и у-области диаграммы состояния не всегда сумми-
руется.
Легирующие элементы оказывают большое влияние
на эвтектоидную концентрацию углерода (точка S
диаграммы состояния Fe—Fe3C) и предельную раство-
римость углерода в у-железе (точка Е на рис. 56).
V,% (ат.)
10 7.0 30 90 50 ВО 70 НО 90 100
1600
М00
1200
1,0-
1000
BOO
BOO
Fe 10 20 30 90 50 60 70 60 90 100
(по массе) 5
Рис. 63. Диаграммы состояния Fe—Ni (а) и Fe—V (6)
Такие элементы, как Ni, Со, Si, W, Cr, Мп, сдвигают
точки S и E влево, в сторону меньшего содержания
углерода. Ванадий, титан, ниобий, наоборот, повы-
шают концентрацию углерода в эвтектоиде.
Влияние легирующих элементов
на свойства феррита и аустенита
Легирующие элементы, растворенные в феррите, повы-
шают его временное сопротивление, не изменяя суще-
ственно относительного удлинения, за исключением
марганца и кремния при содержании их 2,5—3,0 %.
Наиболее сильно упрочняют' феррит кремний, мар-
ганец и никель. Остальные элементы сравнительно
мало изменяют прочность феррита.
Легирующие элементы при введении их в сталь в ко-
личестве 1—2 % снижают ударную вязкость, а при
более высоком содержании повышают порог хладнолом-
кости. Исключение составляет никель, который упроч-
няет феррит, одновременно увеличивает его ударную
вязкость и понижает порог хладноломкости.
Легирующие элементы, растворяясь в у-железе,
повышают прочность аустенита при комнатной и вы-
соких температурах. Для аустенита характерны низ-
кий предел текучести при сравнительно высоком зна-
чении временного сопротивления разрыву. Аустенит
парамагнитен, обладает большим температурным коэф-
фициентом теплового расширения. Аустенит легко на-
клепывается, т. е. быстро и сильно упрочняется под
действием деформации.
Карбидная фаза в легированных сталях
По отношению к углероду легирующие элементы де-
лятся на:
1) графитизирующие элементы: кремний, никель,
медь и алюминий (эти элементы находятся в твердом
растворе);
2) карбидообразующие элементы; они расположены
по возрастающей степени сродства к углероду и устой-
чивости карбидных фаз так: Fe -> Мп -> Сг -> Мо -►
-> W -> Nb -> V -> Zr -> Ti.
При малом содержании в стали таких карбидо-
образующих элементов, как Мп, Cr, W и Мо, они рас-
творяются в цементите, замещая в нем атомы железа.
В этом случае состав цементита может быть выражен
формулой (FesM) С, где М — легирующий элемент.
Так, при растворении марганца в цементите образуется
карбид (Fe, Мп)3С, при растворении хрома — карбид
(Fe, Сг)3С.
При повышенном содержании хрома, вольфрама,
молибдена в зависимости от содержания углерода
в стали могут образовываться специальные карбиды.
Например, если содержание хрома не превышает 2 %,
то образуется легированный цементит (Fe,
Сг)3С. При повышенном содержании хрома образуется
специальный карбид Сг7С3. При еще больших содержа-
ниях хрома (~10—12 %) карбид Cr2SCG.
При введении вольфрама и молибдена в сталь в ко-
личестве, превышающем предел насыщения цементита
этими элементами, образуются сложные карбиды
Fe3Mo3C и Fe3W3C.
Специальные карбиды способны растворять атомы
железа и других металлических элементов. Так, кар-
бид Сг7С8 при 20 °C растворяет до 55 % Fe, образуя
сложный карбид (Cr, Fe),C3. Карбид Сг28Сс растворяет
до 35 % Fe, образуя карбид (Сг, Fe)2SCG.
Карбиды цементитного типа обозначают М3С. Кар-
биды, имеющие кристаллическую решетку карбидов
хрома, — М7С3 и М23Се. Карбиды с решеткой, в которой
атомы металла расположены по типу карбидов вольф-
рама или молибдена, М6С и карбиды типа МС. Под
символом М подразумевается сумма металлических
элементов, входящих в состав карбида.
Карбиды типа М8С, М7С3, М23Св и МеС сравнительно
легко растворяются в аустените при нагреве.
Карбиды типа МС (VC, NbC, TiC и др-.), за исключе-
нием VC, в реальных условиях нагрева стали почти
не растворяются в аустените.
Чем дисперснее частицы карбидов в стали, тем выше
ее прочность и твердость, так как частицы этих фаз
повышают сопротивление пластической деформации.
Интерметаллические соединения
При высоком содержании легирующие элементы обра-
зуют с железом или один с другим интерметаллические
соединения, например Fe7Mo6, Fe3Ti, Fe3Nb2, FeV,
FeCr (о-фаза) и др.
4. Структурные классы легированных сталей
Легированные стали по структуре в условиях равно-
весия можно разделить на следующие классы (рис. 64)>
доэвтектоидные, эвтектоидные и заэвтектоидные стали.
доэвтектоидные, эвтектоидные и заэвтектоидные леги-
рованные стали обычно объединяют в один класс —
п е р л и т н ы е с т а л и. Л е д е б у р и т н ы е (к а р-
б и д п ы е) стали имеют в структуре в литом состоя-
нии эвтектику типа ледебурита, в которой находятся
крупные частицы карбидов. В результате ковки кар-
биды принимают форму обособленных глобулей. Ко-
личество карбидов в этих сталях достигает 30—35 %.
Ледебуритные стали по структуре следовало бы рас-
сматривать как белые чугуны. Но так как они содержат
... с, сравнительно небольшое
Рис. 64. Структурные классы ста»
лей в системе Fe—Сг
количество углерода
«2,0 %) и могут подвер-
гаться пластической дефор-
мации (ковке), их относят
к сталям. Как указыва-
лось выше, в зависимости
от содержания легирую-
щих элементов точки S и Е
диаграммы состояния Fe—•
FegC смещаются влево или
вправо. Поэтому граница
между доэвтектоидными,
заэвтектоидными и ледебуритными сталями сдвинута
в область других содержаний углерода, чем в системе
Fe—FesC.
Так, при содержании в стали 5,0 % Сг (рис. 64)
концентрация углерода в эвтектоиде (точка S) сни-
жается до 0,5 %, а предельная растворимость углерода
в аустените (точка Е) до 1,3 %. При 10 % Сг точка S
соответствует 0,25—0,3 % С, а точка Е — 1,0 % С.
При низком содержании углерода и большом коли-
честве легирующего элемента, ограничивающего область
существования аустенита (Сг, W, Mo, V, Si, Al и др.),
образуется сталь, относящаяся к ферритному
классу. Структура такой стали при всех темпера-
турах состоит из легированного феррита, чаще с не-
которым количеством карбидов.
При высоком содержании в стали легирующего
элемента, расширяющего область у-фазы (Мп, Ni),
при комнатной температуре можно получить чисто
аустенитную структуру. Этот класс сталей, не испыты-
вающих превращения а у, называют аустенит-
ным.
При повышенном содержании легирующих элемен-
тов возникают также полуферритные и полуаустенит-
ные стали. В этих сталях превращение а у протекает
только частично, и их структура состоит из аустенита
и феррита. Таким образом, основываясь на фазовом
равновесии, легированную сталь делят на классы:
перлитный, аустенитный, ферритный, полуферритный,
полуаустенитный и ледебуритный. Исходя из струк-
туры, получаемой после охлаждения образцов неболь^
ших размеров на воздухе, стали делят на четыре класса:
перлитный, мартенситный, аустенитный и карбидный.
Стали перлитного класса содержат сравнительно не-
большое количество легирующих элементов, мартен-
ситного класса — большее, а стали аустенитного
класса — еще больше.
Глава ЧУГУН
IX
Сплавы железа с углеродом, содержащие >2,14 % С,
называют чугуном. Присутствие эвтектики в структуре
чугуна (см. рис. 56) обусловливает его использование
исключительно в качестве литейного сплава. Углерод
в чугуне может находиться в виде цементита или гра-
фита или одновременно в виде цементита и графита.
Цементит придает излому чугуна специфический свет-
лый блеск. Поэтому чугун, в котором весь углерод
находится в виде цементита, называют белым. Гра-
фит придает излому чугуна серый цвет, поэтому такой
чугун называют серым чугуном. В зависимости
от формы графита и условий его образования различают
следующие группы чугунов: серый, высокопрочный
с шаровидным графитом и ковкий.
Серый чугун. Серый чугун представляет собой по
существу сплав Fe—Si—С, содержащий в качестве
неизбежных примесей Мп, Р и S. В структуре серого
чугуна большая часть или весь углерод находится
в виде графита. Характерная особенность структуры
серых чугунов, определяющая многие их свойства,
заключается в том, что графит имеет в поле зрения
микрошлифа форму пластинок. Наиболее широкое при-
менение получили доэвтектические чугуны, содержа-
щие 2,4—3,8 % С. Чем выше содержание в чугуне
углерода, тем больше образуется в нем графита и тем
ниже его механические свойства. Поэтому количество
углерода в чугуне обычно не превышает 3,8 %. В то
же время для обеспечения высоких литейных свойств
(хорошей жидкотекучести) углерода в чугуне должно
быть не меньше 2,4 %.
Кремний, содержание которого в сером чугуне чаще
всего находится в пределах 1,2—3,5 %, оказывает
Рис. 65. Влияние углерода и кремния на структуру чугуна
(заштрихованная область — наиболее распространенные чу-
гуны)
большое влияние на строение, а следовательно, и на
свойства чугунов.
Кремний способствует процессу графитизации, дей-
ствует в том же направлении, что и замедление скорости
охлаждения. Изменяя, с одной стороны, содержание
в чугуне углерода и кремния и, с другой — скорость
охлаждения, можно получить различную структуру
металлической основы чугуна. Структурная диаграмма
для чугунов, показывающая, какой должна быть струк-
тура в отливке с толщиной стенки 50 мм, в зависимости
от содержания в чугуне кремния и углерода показана
на рис. 65. При данном содержании углерода чем больше
в чугуне кремния, тем полнее протекает процесс графи-
тизации. Чем больше в чугуне углерода, тем меньше
требуется кремния для получения заданной структуры.
В зависимости от содержания углерода, связанного
в цементит, различают;
1. Белый чугун, в котором весь углерод находится
в виде цементита FesC. Структура такого чугуна (см.
рис. 59, а) — перлит и ледебурит (область I на рис. 65).
2. Половинчатый чугун, большая часть углерода
(>0,8 %) находится в FesC. Структура такого чугуна
(рис. 66, а) — перлит, ледебурит и пластинчатый гра-
фит 1 (область II на рис. 65).
3. Перлитный серый чугун, структура его
(рис. 66, б) — перлит и пластинчатый графит (об-
ласть III на рис. 65). В этом чугуне 0,7—0,8 % С
находится в виде FesC, входящего в состав перлита.
Наиболее распространенные перлитные чугуны укла-
дываются в заштрихованную область.
4. Феррито-перлитный серый чугун, структура
его — перлит, феррит и пластинчатый графит (область
IV на рис. 65 и 66, а). В этом чугуне в зависимости от
степени распада эвтектоидного цементита в связанном
состоянии находится от 0,7 до 0,1 % С.
5. Ферритный серый чугун, структура его
(рис. 66, е) — феррит и пластинчатый графит (область V
на рис. 65). В этом случае весь углерод находится
в виде графита.
При данном содержании углерода и кремния процесс
графитизации протекает тем полнее, чем медленнее
охлаждение. В производственных условиях скорость
охлаждения удобно характеризовать по толщине стенки
отливки. Чем тоньше отливка, тем быстрее охлаждение
и в меньшей степени протекает процесс графити-
зации.
Следовательно, содержание кремния надо увеличи-
вать в отливке небольшого сечения, охлаждающейся
ускоренно, или в чугуне с меньшим содержанием угле-
рода. В толстых сечениях отливок, охлаждающихся
медленнее, графитизация протекает полнее, поэтому
содержание кремния может быть меньше.
Содержание марганца в чугуне не превышает 1,25—
1,4%. Марганец препятствует гра-
фитизации, т. е. затрудняет выделение графита
и повышает способность чугуна к отбеливанию, т. е.
к появлению, особенно в поверхностных слоях, струк-
туры белого или половинчатого чугуна.
1 Графит кристаллизуется в виде довольно сложных форм, ио сече-
ние их плоскостью микрошлифа даст вид пластинок.
Рис. 66. Микроструктура чугуна, ХБОО:
а — половинчатый чугун; б —’ п'ерлитный серый чугун; е — ферритный
серый чугун; г — высокопрочный чугун с шаровидным графитом; д
ферритный ковкий чугун; е — перлитный ковкий чугун
Сера является вредной примесью, ухудшающей меха-
нические и литейные свойства чугуна. Поэтому ее со-
держание ограничивают 0,1—0,12 %. В сером чугуне
сера образует сульфиды (FeS, MnS) или их твердые
растворы.
Содержание фосфора в сером чугуне составляет
0,2 %, иногда допускается 0,4—0,5 %. Фосфор не
влияет на процесс графитизации. При повышенном
содержании фосфора в структуре чугуна образуются
твердые включения фосфидной эвтектики. В серых чу-
гунах — двойной: FesP — аустенит, а в белых — трой-
ной: FesC — Fe3P — аустенит. Эвтектика улучшает ли-
тейные свойства чугуна (повышает жидкотекучесть),
однако отливки в этом случае могут иметь повышенную
хрупкость.
Механические свойства чугуна обусловлены его
структурой, главным образом графитной составляющей.
Механические свойства будут зависеть от количества,
размера и характера распределения включений графита.
Чем меньше графитных включений, чем они мельче,
и чем больше степень изолированности их одно от дру-
гого, тем выше прочность чугуна. Чугун с большим
количеством прямолинейных крупных графитных вы-
делений, разделяющих его металлическую основу, имеет
грубозернистый излом и низкие механические свойства.
Пластинки графита уменьшают временное сопротив-
ление разрыву и особенно сильно пластичность чугуна.
Относительное удлинение при растяжении серого чу-
гуна независимо от свойств металлической основы
практически равно нулю (~0,5 %). Графитные вклю-
чения мало влияют на снижение временного сопротив-
ления при сжатии и на твердость, значения которых
определяются структурой металлической основы чу-
гуна. Разрушающая нагрузка при сжатии в зависимо-
сти от качества чугуна и его структуры в 3—5 раз
больше, чем при растяжении. Чугун рекомен-
дуется использовать преимущест-
венно для изделий, работающих на
сжатие.
Пластинки графита менее значительно, чем при рас-
тяжении, снижают прочность и при изгибе. Твердости
чугуна составляет НВ 143—255.
Графит, нарушая сплошность металлической основы,
делает чугун малочувствительным к всевозможным вне-
шним концентраторам напряжении дефектам поверх-
ности, надрезам, выточкам и т. д.). Очень важно, что
графит улучшает обрабатываемость резанием, делая
стружку ломкой.
Металлическая основа в сером чугуне обеспечивает
наибольшую прочность и износостойкость, если она
имеет перлитную структуру (см. рис. 66, б). Присут-
ствие в структуре феррита, не увеличивая пластичности
и вязкости чугуна, снижает его прочность и износо-
стойкость. Наименьшей прочностью обладает феррит-
ный серый чугун.
Серый чугун маркируют буквами С — серый и Ч —
чугун (ГОСТ 1412—79). После букв следуют цифры,
указывающие среднее значение временного сопротивле-
ния при растяжении (кгс/мм2).
Серые чугуны по свойствам и применению можно
разделить на следующие группы.
Ферритные и ферритно-перлитные чугуны (СЧ 10,
СЧ 15) имеют при растяжении 10—15 кгс/мм2 (100—
150 МПа), при изгибе 28—32 кгс/мм2 (280—320 МПа).
Их примерный состав: 3,5—3,7 % С; 2,0—2,6 % Si;
0,5—0,8 % Мп; <0,3 % Р; <0,15 % S. Структура чугу-
нов — перлит, феррит и графит грубый (СЧ 10, СЧ 15)
или средних размеров. Эти чугуны применяют для
малоответственных деталей, испытывающих неболь-
шие нагрузки в работе с толщиной стенки отливки 10—
30 мм. Так, чугун СЧ 10 используют для строительных
колонн, фундаментных плит, а чугуны СЧ 15 и СЧ 18—
для литых малонагруженных деталей сельскохозяй-
ственных машин, станков, автомобилей и тракторов,
арматуры и т. д.
Перлитный чугун (СЧ 18, СЧ 21, СЧ 24, СЧ 25,
СЧ 30, СЧ 35, СЧ 40) применяют для ответствен-
ных отливок (станин мощных станков и механизмов,
турбинное литье, детали металлургического оборудова-
ния и т. д.) с толщиной стенки до 60—100 мм *. Струк-
тура этих чугунов — мелкопластинчатый перлит (сор-
бит) с мелкими завихренными графитными включе-
ниями. К перлитным чугунам откосится так называе-
мый модифицированный чугун.
Чугуны (СЧ 24, СЧ 25) имеют пониженное содержа-
ние углерода, что обеспечивает получение более дис-
* Чем больше толщина стенок отливки, тем ниже механические
свойства.
персной перлитном основы с меньшим количеством
графитных включений. Примерный состав: 3,2—3,4 %
С; 1,4—2,2 % Si; 0,7—1,0 % Мп; <0,2 % Р; <0,15 % S.
Содержание кремния в этих чугунах должно быть
достаточным для предотвращения отбеливания чугуна.
Модифицированный чугун (СЧ 30, СЧ 35, СЧ 40
и СЧ 45) получают при добавлении в жидкий чугун
перед разливкой специальных добавок — модифика-
торов (графит, 75 %-ный ферросилиций, силикокальций
в количестве 0,3—0,8 % и т. д.). Модифицирование
применяют для получения в чугунных отливках с раз-
личной толщиной стенок перлитной металлической
основы с вкраплением небольшого количества изоли-
рованных пластинок графита средней величины. Мо-
дифицирование наиболее эффективно при использова-
нии чугуна определенного состава и перегрева его перед
модифицированием до 1400 °C. Перегрев обеспечивает
измельчение графитных включений и способствует по-
лучению более плотных отливок.
Модифицированию подвергают низкоуглеродистый
чугун, содержащий сравнительно небольшое количе-
ство кремния и повышенное количество марганца,
имеющий без введения модификатора структуру поло-
винчатого чугуна, т. е. ледебурит, перлит и графит.
Примерный химический состав чугуна: 2,2—3,2 % С;
1,0—2,9 % Si; 0,2—1,1 % Мп; <0,2 % Р; <0,12 % S.
Для снятия литейных напряжений и стабилизации
размеров чугунные отливки отжигают при 500—600 °C.
В зависимости от формы и размеров отливки выдержка
при температуре отжига составляет от 2 до 10 ч. Охлаж-
дение после отжига медленное, вместе с печью. После
такой обработки механические свойства изменяются
мало, а внутренние напряжения снижаются на 80—
90 %. Иногда для снятия напряжений в чугунных
отливках применяют естественное старение чугуна —
выдержку их на складе в течение 6—10 мес.; такая вы-
держка снижает напряжения на 40—50 %.
Белый и отбеленный чугун. Белый чугун вследствие
присутствия в нем цементита обладает высокой твер-
достью, хрупок и практически не поддается обработке
резанием, поэтому имеет ограниченное применение.
Отбеленными называют чугунные
отливки, в которых поверхностные
слои имеют структуру белого (или
половинчатого) чугуна, а сердцеви-
н а — серого чугуна. Между этими зонами
может быть переходный слой. Отбел на некоторую
глубину (12—30 мм) является следствием быстрого
охлаждения поверхности, возникающего в результате
отливки чугуна в металлические формы (кокиль) или
в песчаную форму.
Высокая твердость поверхности НВ 400—500 обус-
ловливает хорошую сопротивляемость против износа
(особенно абразивного), поэтому из отбеленного чу-
гуна изготовляют прокатные валки листовых станов,
колеса, шары для мельниц и т. д. В этом случае при-
меняют чугун с пониженным содержанием кремния,
который склонен к отбеливанию. Его примерный состав:
2,8—3,6 % С; 0,5—0,8 % Si; 0,4—0,6 % Мп.
Вследствие различной скорости охлаждения по се-
чению и получения разных структур отливка имеет
большие внутренние напряжения, которые могут при-
вести к образованию трещин. Для снятия напряжений
отливки подвергают термической обработке — нагреву
при 500—550 °C.
Высокопрочный чугун с шаровидным графитом. Вы-
сокопрочный чугун получают присадкой в жидкий
чугун небольших добавок некоторых щелочных или
щелочноземельных металлов. Чаще для этой цели
применяют магний в количестве 0,03—0,07 %. По
содержанию остальных элементов высокопрочный чу-
гун не отличается от обычного серого.
Под действием магния графит в процессе кристал-
лизации принимает не пластинчатую, а шаровидную
форму (рис. 66, г). Шаровидный графит значительно
меньше ослабляет металлическую основу чугуна, чем
пластинчатый. Чугуны с шаровидным графитом имеют
более высокие механические свойства, не уступающие
литой углеродистой стали, при этом сохраняются
хорошие литейные свойства и обрабатываемость реза-
нием, способность гасить вибрации, высокая износо-
стойкость и т. д.
Маркируют высокопрочный чугун буквами ВЧ
(ГОСТ 7293—79), затем следуют цифры. Первые цифры
марки показывают среднее значение временного сопро-
тивления при растяжении (кгс/мм2), вторые — относи-
тельное удлинение (%). Чугуны ВЧ 50—2, ВЧ 60—2,
ВЧ 70—3, ВЧ 80—2; ВЧ 100—2, ВЧ 120—2 имеют
перлитную металлическую основу (рис. 66, г), чугуны
ВЧ 45—5 — перлитно-ферритную и ВЧ 38—17,
ВЧ 42—12 — ферритную. Для снятия литейных напря-
жений, повышения механических свойств чугун
подвергают термической обработке.
Отливки из высокопрочного чугуна широко исполь-
зуют в различных отраслях народного хозяйства: в авто-
строении и дизелестроении для коленчатых валов,
крышек цилиндров и других деталей; в тяжелом ма-
шиностроении — для многих деталей прокатных станов;
в кузнечно-прессовом оборудовании (например, для
станин шаботов молотов, траверс прессов, прокатных
валков и т. д.).
Для изготовления коленчатых валов автомобилей
и многих других деталей применяют высокопрочные
чугуны со структурой зернистого перлита, обеспечива-
ющие более высокие механические свойства. Структуру
зернистого перлита получают специальной термической
обработкой, состоящей из нагрева до 950 °C, охлажде-
ния до 600 °C и подогрева до 725 °C с длительной вы-
держкой при этой температуре.
Ковкий чугун. Ковкий чугун получают длительным
нагревом при высоких температурах (отжигом) отливок
из белого чугуна. В результате отжига образуется
графит хлопьевидной формы (рис. 66, д, е).
Такой графит по сравнению с пластинчатым меньше
снижает прочность и пластичность металлической
основы структуры чугуна. Металлическая основа ков-
кого чугуна: феррит (ферритный ковкий чугун,
рис. 66, д) и реже перлит (перлитный ковкий чугун,
рис. 66, е). Наибольшей пластичностью обладает фер-
ритный ковкий чугун, который применяют в машино-
строении.
Химический состав белого чугуна, отжигаемого на
ковкий чугун, выбирают в пределах: 2,5—3,0 % С;
0,7—1,5 % Si; 0,3—1,0 % Мп; <0,12 % S и <0,18 % Р
(в зависимости от требуемой структуры металлической
основы).
Отжиг проводят в две стадии. Первоначально от-
ливки выдерживают при 950—970 °C. В этот период
протекает стадия I графитизации, т. е. распад цемен-
тита, входящего в состав ледебурита (А + Fe3C), и
установление стабильного равновесия аустенит+гра-
фит. В результате распада цементита диффузионным
путем образуется хлопьевидный графит (углерод
отжита).
Затем отливки охлаждают до температур, соответ-
ствующих интервалу эвтектоидного превращения. При
охлаждении происходит выделение из аустенита вто-
ричного цементита, его распад и в итоге рост графитных
включений. При достижении эвтектоидного интервала
температур (760—740 °C) охлаждение резко замедляют
или дают длительную выдержку при температурах
несколько ниже этого интервала (-~720 °C). В этот
период протекает стадия II графитизации: распад
аустенита с образованием феррито-графитной струк-
туры или распад цементита, входящего в состав пер-
лита, с образованием феррита и графита (в процессе
выдержки ниже эвтектоидной температуры). После
окончания стадии II графитизации структура чугуна
состоит из феррита и хлопьевидного графита (углерод
отжига).
Излом ферритного ковкого чугуна бархатисто-чер-
ный вследствие большого количества углерода отжига
(графита). Если не проводить выдержку ниже эвтекто-
идной температуры (или если в этом интервале темпе-
ратур скорость охлаждения повышенная), то обра-
зуется перлитный ковкий чугун (П + Г), имеющий
светлый (ста л истый) излом.
Ковкий чугун маркируют буквами КЧ и циф-
рами (ГОСТ 1215—79). Первые две цифры указывают
временное сопротивление при растяжении, кгс/мм2,
вторые — относительное удлинение, %. Из отливок
ковкого чугуна изготовляют детали, работающие при
ударных и вибрационных нагрузках. Так, ферритные
ковкие чугуны КЧ 37—12 и КЧ 35—10 используют
для изготовления деталей, эксплуатируемых при высо-
ких динамических и статических нагрузках, а КЧ 30—6
и КЧ 33—8 — для менее ответственных деталей. Твер-
дость ферритного чугуна НВ 163 (1630 МПа). Перлит-
ные ковкие чугуны КЧ 50—4, КЧ 56—4, КЧ 60—3
и КЧ 63—2 обладают высокой прочностью, умеренной
пластичностью и хорошими антифрикционными свой-
ствами. Твердость перлитного чугуна НВ 241—269.
Ковкий чугун применяют главным образом для изго-
говления тонкостенных деталей в отличие от высоко-
прочного магниевого чугуна, который используют для
деталей большого сечения.
Глава ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ
X В СПЛАВАХ ЖЕЛЕЗА
(ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ
ОБРАБОТКИ СТАЛИ)
Превращения в стали при нагреве. Общее представление
о превращениях, которые протекают в стали при на-
греве, можно получить из диаграммы состояния
Fe—Fe3C (рис. 67).
При нагреве эвтектоидной стали (0,8 % С) не-
сколько выше критической точки Асх (727 °C) перлит
(феррито-цементитная структура) превращается
в аустенит:
Iй еа + Fe3C ->Fev(c)
0,02 % С 6,67 %С 0,8 %
перлит аустенит
Превращение феррито-цементит-
и о й (карбидной) структуры в аусте-
нит состоит из полиморфного а
у- превращен и я и растворения
в образовавшемся аустените це-
ментита (к а р б и д о в).
При нагреве доэвтектоидной стали (например, со-
держащей 0,5 % С) выше точки Асу после превращения
перлита в аустенит образуется двухфазная структура —
аустенит и феррит. При дальнейшем нагреве в интер-
вале температур Асг — Ас3феррит превращается в аусте-
нит; при этом содержание углерода в аустените умень-
шается в соответствии с линией GS. При температуре
Ас3 феррит чаще отсутствует, а концентрация углерода
в аустените соответствует его содержанию в стали
(0,5 %). Аналогично протекает превращение и в за-
эвтектоидной стали с 1,4 % С. При температуре не-
сколько выше Ав! (727 °C) перлит превращается в аусте-
нит, содержащий 0,8 % С*. В интервале температур
Ас± — А,.т происходит растворение в аустените из-
быточного вторичного цементита. Выше температуры
Аст будет только аустенит, содержание углерода
в котором соответствует его содержанию в стали.
* Б легированной стали превращение эвтектоида (перлита) в аусте-
нит происходит в интервале температур. Поэтому значение критических
точек следует рассматривать лишь как средние температуры начала и
конца превращения, протекающего в интервале температур.
Диаграмма состояния Fe—FegC дает представление
лишь о превращениях в условиях очень медленного
нагрева. При обычных скоростях нагрева они протекают
при более высоких температурах.
Превращение перлита в аусте-
нит — кристаллизационный процесс.
Этот процесс протекает в резуль-
тате образования зародышей аусте-
о М 0,8 1,2 1,6 С,%
Рис. 67. Диаграмма состояния Fe—Fe3C
нита и последующего их роста.
Состав аустенита
значительно отличается
от состава феррита и
цементита, из которых
он образуется. Поэтому
превращение носит диф-
фузионный характер,
так как сопровождается
значительным переме-
щением атомов угле-
рода.
Зародыш аустенита
возникает на границе
раздела кристаллов фер-
рита и цементита.
Образовавшиеся за-
родыши аустенита рас-
тут благодаря интенсив-
ной диффузии атомов
углерода в аустените, что приводит к растворению це-
ментита в аустените и у «-превращению; одновре-
менно зарождаются новые зерна аустенита. После
превращения феррита в аустенит всегда в структуре
сохраняется еще некоторое количество цементита, для
растворения которого требуется добавочное время или
повышение температуры.
После растворения цементита (карбидов) образуется
однофазная аустенитная структура. Аустенит при
этом неоднороден по содержанию углерода. В участках,
прилегающих к частицам цементита, а после растворе-
ния в участках, где они ранее находились, концентра-
ция углерода в аустените выше, чем в участках, в кото-
рых был феррит. Поэтому требуется добавочное время
для выравнивания путем диффузии концентрации угле-
рода по всему объему кристаллов аустенита.
Для описания процесса перехода феррито-цементит-
ной структуры в аустенит часто применяют диаграммы
изотермического образования аустенита, дающие пред-
ставление о скорости превращения при разных темпе-
ратурах (рис. 68). Превращение П А начинается,
вероятно, сразу после перехода через температуру
Рис. 68. Диаграмма превращения перлита (П) в аустенит (А)
и схема изменения структуры эвтектоидной стали (0,8 % С)
при разных температурах.
itl — начало превращения П в A; — окончание превращения
II в А, — окончание растворения карбидов (цементита) в ау-
стените; — температура окончания гомогенизации аустенита
Интервал между линиями т0 и тн на рис. 68 показывает
не истинное начало и окончание превращения, а время,
когда основная часть перлита переходит в аустенит.
Как видно из рис. 68, процесс превращения феррито-
цементитной структуры в аустенит резко ускоряется
при повышении температуры (уменьшается время пре-
[вращения). Чем тоньше ф>еррито-иемептитнаяструк-
тура, тем больше возникает зародышей аустенита
и меньше пути диффузии, а следовательно, быстрее
протекает процесс аустенизации. Наименьшая ско-
рость образования аустенита соответствует цементиту
с зернистой формой.
Диаграмма, приведенная на рис. 68, построена
в координатах температура — время, поэтому на нее
можно нанести кривые нагрева (v, vlf ty).
I Рис. 69. Схема роста зерна
аустенита в стали, содержащей
I 0,8 % С, при нагреве. —
исходное зерно бывшего ау-
I стенита; d0 — начальное зерно
аустенита; 1 —- наследственно
крупнозернистая сталь; 2 — на-
следственно мелкозернистая
I сталь
Как видно из рис. 68,
при непрерывном нагреве
превращение феррито-кар-
бидной структуры в аустенит
протекает не при постоянной
температуре (рнс. 68), а в
некотором интервалетемпера-
тур (абвг, п1б1в1а1, а2б2в2г.^.
При больших скоростях
нагрева превращение сдви-
гается в область высоких
температур. Интервал, в ко-
тором протекает превраще-
ние, тем шире, чем больше
скорость нагрева (см. рис.
68). При очень медленном
нагреве линии тн и т0 слива-
ются и превращение произойдет при постоянной тем-
пературе в соответствии с диаграммой состояния
Fe—Fe3C.
При нагреве легированной стали превращение фер-
рито-карбидной смеси в аустенит протекает более мед-
ленно, что объясняется трудностью растворения в аусте-
ните карбидов легирующих элементов (легированного
цементита) и замедлением диффузионных про-
цессов.
Рост зерна аустенита при нагреве. Зерно аустенита
образуется при окончании превращения перлита
в аустенит. Величина начального зерна аустенита
(рис. 69) зависит от числа зародышей, возникающих
в данном объеме в единицу времени, и скорости их
роста. Чем дисперснее были частицы цементита в пер-
лите, тем больше зародышей аустенита и, следова-
тельно, мельче начальное зерно аустенита. Чем выше
скорость нагрева, тем мельче зерно, так как скорость
образования зародышей аустенита превышает скорость
их роста.
В момент зарождения зерно аустенита очень мало dt,
но с увеличением выдержки при данной температуре
и особенно при повышении температуры оно быстро
растет. В двухфазных областях, например в заэвтекто-
идных сталях, в интервале температур Zlq — А,.т
рост зерна аустенита сдерживается нерастворенными
карбидными (цементитными) частицами. Это объяс-
няется тем, что карбидные частицы, располагаясь по
границам зерен, препятствуют их росту. Такое же
тормозящее влияние оказывают участки феррита в до-
эвтектоидных сталях в интервале — Ас8.
Склонность к росту зерна аустенита сталей одного
состава, но выплавленных в разных условиях (т. е.
разных плавок), может быть неодинаковой. Поэтому
различают наследственно мелкозерни-
стые и наследственно крупнозер-
п истые стали.
В наследственно мелкозернистой стали при нагреве
до высоких температур (1000—1050 °C) зерно растет
незначительно, однако при более высоком нагреве
наступает бурный рост зерна (рис. 69).
В наследственно крупнозернистой стали, наоборот,
сильный рост зерна наблюдается даже при незначи-
тельном перегреве выше Ас± (рис. 69).
Стали, раскисленные только ферромарганцем (так
называемая кипящая сталь) или ферромарганцем и
ферросилицием, относятся к группе наследственно
крупнозернистых сталей. Стали, добавочно раскислен-
ные алюминием, относятся к группе мелкозернистых.
Благоприятное влияние алюминия многие исследо-
ватели объясняют образованием нитрида алюминия
A1N, который в виде дисперсных частиц располагается
по границам зерен, тормозит их рост. При высоких
температурах эти частицы растворяются в пограничных
зонах зерна, что вызывает его бурный рост.
Большинство легирующих элементов тормозит
рост зерна аустенита. Наиболее резко замедляют рост
зерна титан, цирконий, ванадий, образующие трудно
растворимые в аустените карбиды (TiC, ZrC, VC),
менее сильно — хром, вольфрам и молибден.
Следует отметить, что термины «наследственно круп-
нозернистая» и «наследственно мелкозернистая» не озна-
чают, что данная сталь имеет всегда крупное или всегда
мелкое зерно. Они указывают лишь на то, что при
нагреве до определенных температур крупнозернистая
сталь приобретает крупное зерно при более низкой
температуре, чем сталь мелкозернистая.
Поэтому введено понятие о действитель-
ном зерне, т. е. зерне, полученном в стали в ре-
зультате той или иной термической обработки.
Размер действительного зерна аустенита опре-
деляется температурой нагрева, продолжительностью
выдержки при ней и склонностью данной стали к росту
зерна при нагреве.
После охлаждения бывшее зерно аустенита не меняет
своего размера.
Продолжительный нагрев стали при температурах,
значительно превышающих Асъ, Аст, приводит к обра-
зованию крупного действительного зерна. Такой нагрев
принято называть перегревом стали. В пере-
гретой стали избыточный феррит (цементит) выделяется
в виде сетки по границам зерен или в виде длинных
пластин (игл), прорезающих зерна перлита (см. рис. 85),
при ускоренном охлаждении — в интервале темпера-
тур Ars—Art в доэвтектоидной стали или в интервале
Аст — А/\ в заэвтектоидной. В последнем случае
структура называется видманштеттовой.
Перегретая сталь характеризуется крупнокри-
сталлическим изломом. Если зерно аустенита невелико,
то излом имеет мелкокристаллическое волокнистое
строение.
Перегрев может быть исправлен отжигом.
Влияние величины зерна на свойства стали. Свойства
стали определяются размером действительного зерна.
Увеличение его размеров понижает a0i2, ав, 6, ф,
резко снижает ударную вязкость (работу распростра-
нения трещины) и повышает порог хладноломкости.
Наследственное зерно влияет в основном на техно-
логические характеристики стали. Наследственно мел-
козернистую сталь можно нагревать до более высоких
температур (1000—1100 °C), не опасаясь перегрева
стали.
Выявление и определение величины зерна. Зерно
аустенита выявляют различными методами: цемента-
цией, окислением, по ферритной или цементитной сетке
и травлением границ зерен. По методу цементации
образец насыщают углеродом при 930 °C в течение 8 ч
(рис. 69). При этом содержание углерода в аустените,
находящемся в поверхностной зоне, достигает заэвтек-
тоидной концентрации. При последующем медленном
охлаждении по границам зерна аустенита выделяется
вторичный цементит, образующий сплошную сетку,
Рис. 70. Зерно аустенита, XI00: с выявленное цементацией (по не-
ментитной сетке); б — окислением; в —- по ферритной сетке; г с при-
менением моющих сред
по которой определяется величина бывшего зерна
аустенита (рис. 70, а).
При использовании других методов выявления зерна
в конструкционных среднеуглеродистых и инструмен-
тальных сталях температура нагрева должна быть
равна температуре закалки (см. рис. 91) или на 20—
30 °C выше температуры закалки; время выдержки 3 ч.
При использовании метода окисления шлиф нагре-
вают в защитной атмосфере и после окончания вы-
держки в печь подают воздух в течение 30—60 с. Гра-
Рис. 71. Шкала зернистости стали» Х100. Цифрами указан балл зернистости
ницы бывших зерен аустенита выявляются иа шлифе
сеткой оксидов (рис. 70, б). Метод сетки феррита при-
меняют (рис. 70, в) для доэвтектоидных, а метод сетки
цементита — для заэвтектоидных сталей. Нередко
зерно аустенита определяют на закаленных и отпу-
щенных при 225—550 °C образцах с помощью травления
микрошлифа в растворе пикриновой кислоты с до-
бавлением 0,5—1,0 % моющих средств «Астра» или
«Новость» (рис. 70, г). Можно определять зерно аусте-
нита, непосредственно используя специальные микро-
скопы с нагревательной вакуумной камерой
(см. рис. 55, б).
Величину зерна определяют под микроскопом при
увеличении в 100 раз. Зерна, видимые на шлифе,
сравнивают с эталонными изображениями, приведен-
ными на рис. 71; величина зерна эталонов характери-
зуется номером (баллом).
Между номером зерна N (баллом) и числом зерен п
(помещающихся иа площади 1 мм2 шлифа) существует
зависимость п = 8-2Л,+3.
Стали с номерами (баллами) зерен 1—5 относятся
к группе крупнозернистых, а с номе-
рами 6—15 — к мелкозернистым.
Превращение переохлажденного аустенита. Если
сталь со структурой аустенита, полученной в резуль-
тате нагрева до температуры выше Ас3 (для доэвтектоид-
ной стали) или выше Аст (для заэвтектоидной стали),
переохладить до температуры ниже А^, то аустенит
окажется в метастабильном состоянии и будег пре-
терпевать превращение.
Для описания превращения переохлажденного
аустенита пользуются экспериментально построенными
диаграммами время — температура — степень распада
или диаграммами изотермического пре-
вращения аустенита, т. е. превращения,
протекающего при постоянной температуре.
Для изучения изотермического превращения аусте-
нита небольшие образцы стали нагревают до темпера-
тур, соответствующих существованию стабильного
аустенита (т. е. выше критической точки), а затем
быстро охлаждают' (переохлаждают) до температуры
ниже А/\ (например, до 700, 600, 500, 400, 300 °C)
и выдерживают при этих температурах до полного
распада аустенита.
Результаты исследования при постоянной темпе-
ратуре характеризует кривая, показывающая количе-
ство распавшегося аустенита в зависимости от времени,
прошедшего с момента начала распада. Как видно из
рис. 72, а, в течение некоторого промежутка времени
(нх, н2, н8) распад аустенита экспериментально не фикси-
руется. Этот период называют инкубационным.
Рис. 72. Схема построения
диаграммы изотермическо-
го превращения переохла-
жденного аустенита для
стали с 0,8 % С:
й кинетические кривые;
£ диаграммы изотермиче-
ского превращения аусте-
акта
По истечении этого периода аустенит начинает рас-
падаться. В области повышенных температур распад
протекает с образованием структуры феррита и цемен-
тита. Скорость распада сначала быстро увеличивается,
а затем постепенно замедляется. Через некоторое время
(кх, к2, к3) распад полностью заканчивается или при-
останавливается .
Построение таких кривых после охлаждения до
разных температур (4, /2, ts и т. д.) позволяет получить
диаграмму изотермического превращения аустенита
(рис. 72, б). Для этого нужно отрезки времени, соот-
ветствующие началу (нх, н2, н8) и концу распада аусте-
нита (кх, к2, к8 и т. д.) для каждой из исследуемых
температур (4, /2, ts), перенести на график, на котором
по оси абсцисс откладывают время х, а по оси ординат —
1 Шкалу времени для удобства построения чаще выбирают логариф-
мической, так как время распада может колебаться в широких пределах
от долей секунды до десятков минут и даже часов.
температуру, и одноименные по физическому смыслу
точки соединить плавными кривыми. В диаграмме
изотермического превращения аустенита (рис. 72, б)
кривая 1 характеризует начало распада аустенита,
а кривая 2 показывает время, необходимое для полного
распада аустенита.
Область, лежащая левее кривой начала распада
аустенита (рис. 72, б), определяет продолжительность
инкубационного периода; в интервале температур и
времени, определяемых этой областью, существует пере-
охлажденный аустенит, практически не претерпева-
ющий заметного распада. Длительность инкубацион-
ного периода характеризует устойчивость переохла-
жденного аустенита. С увеличением переохлаждения
его устойчивость быстро уменьшается, достигая мини-
мума, и далее вновь возрастает (рис. 72, б)
При температуре наименьшей устойчивости аусте-
нита скорость превращения велика. В углеродистых
сталях длительность инкубационного периода при этой
температуре не превышает 1,0—1,5 с. Уменьшение
устойчивости аустенита и роста скорости его превра-
щения с увеличением степени переохлаждения объяс-
няется возрастанием разности энергии Гиббса между
аустенитом и образующимися фазами. Как уже ука-
зывалось, при этом уменьшается размер критического
зародыша, способного к росту, и возрастает количество
объемов в исходном аустените, в которых могут воз-
никнуть зародыши новой фазы. Повышение устойчи-
вости аустенита и уменьшение скорости его превраще-
ния при больших степенях переохлаждения вызы-
ваются снижением скорости образования и роста новых
фаз вследствие замедления процесса диффузии, в пер-
вую очередь атомов углерода.
При переохлаждении аустенита до температуры,
равной или ниже мартенситной точки Мн, соответству-
ющей температуре начала превращения переохлажден-
ного аустенита в мартенсит (рис. 72, б), диффузионные
процессы полностью подавляются и образование струк-
туры, состоящей из феррита и цементита, становится
невозможным. В этом случае протекает бездиффузион-
ное превращение аустенита в структуру, называемую
мартенситом.
В зависимости от степени переохлаждения аустенита
различают три температурные области или ступени
превращения! перлитную область промежуточного пре-
вращения (промежуточного между перлитным и мартен-
ситным превращением) и мартенситную.
Перлитное превращение. Распад переохлажденного
аустенита с образованием перлита носит кристаллиза-
ционный характер и по своему механизму является
диффузионным. Это следует из того, что аустенит
(например, углеродистой стали), практически однород-
ный по концентрации углерода (рис. 73), распадается
Т И Ш
Рис. 73. Схема возникновения и роста перлитного зерна:
1 — аустенит; // — образование зародыша Fe3C на границе
верна аустенита; III — образование пластин феррита; IV—
VI — рост и образование новых пластин Fe3C и феррита; До —
межпластиночное расстояние
с образованием феррита (почти чистое железо) и цемен-
тита, содержащего 6,67 % С, т. е. состоит из фаз,
имеющих резко различную концентрацию углерода
и структуру.
При этом ведущей, в первую очередь возникающей
фазой, является карбид (цементит). Как правило, его
зародыши образуются на границах зерен аустенита.
В результате роста частиц этого карбида прилега-
ющий к нему объем аустенита обедняется углеродом,
снижает свою устойчивость и испытывает полиморфное
у -> a-превращение. При этом кристаллики феррита
зарождаются на границе с цементитом, который облег-
чает этот процесс.
Дальнейший рост ферритных пластинок ведет к обо-
гащению окружающего аустенита углеродом, что за-
грудняет дальнейшее развитие у -> а-превращения.
В обогащенном таким образом углеродом аустените
зарождаются новые и растут ранее возникшие пла-
стинки цементита (карбидов). В результате процессов
образования и роста частиц карбидов вновь создаются
условия для возникновения новых и роста имеющихся
кристалликов (пластинок) феррита. Таким образом
происходит колониальный (совместный) рост кристал-
ликов феррита и цементита, образующих перлитную
колонию (рис. 73).
Продукты перлитного превращения имеют пластин-
чатое строение. Чем больше переохлаждение, тем
тоньше получающаяся феррито-цементитная структура,
т. е. меньше межпластиночное расстояние (До), равное
усредненной сумме толщин двух пластинок феррита
и цементита (рис. 73), и выше твердость. Пластинчатые
структуры эвтектоидного типа часто определяют как
перлит, сорбит и троостит или соответственно грубо-,
средне- и тонко-дифференцированный перлит;
Перлит Сорбит Троостит
До, мкм . . . 0,6—1,0 0,25—0,3 0,2—0,15
ИВ............ 180—250 250—350 350—450
Надо учитывать, что разделение феррито-цемен-
титной структуры на перлит, сорбит и троостит условно.
Перлит, сорбит и троостит, образу-
ющиеся при диффузионном распаде
переохлажденного аустенита, яв-
ляются феррито-цементитными
структурами, имеющими пластин-
чатое строение, и различающиеся
лишь степенью дисперсности.
С увеличением степени дисперсности феррито-це-
ментитной структуры, т. е. с понижением температуры
ее распада, твердость (НВ), пределы текучести (<т0,2)
и выносливости (о_х), а также временное сопротивление
разрыву (оЕ) возрастают.
Относительное удлинение и относительное сужение
наивысшие у сорбита. При переходе к трооститу (более
низкой температуре превращения) пластичность (6 и $)
уменьшаются.
Мартенситное превращение. Мартенсит является
пересыщенным твердым раствором внедрения атомов
углерода в a-железе. Если в равновесном состоянии
растворимость углерода в a-железе при 20 °C не пре-
вышает 0,002 %, то его содержание в мартенсите такое
же, как и в исходном аустените.
Атомы углерода, присутствующие в решетке аусте-
нита, сохраняют то же положение и в решетке а-железа
(мартенсите) и поэтому ее искажают. Мартенсит имеет
тетрагональную кристаллическую решетку (рис. 74, а),
в которой ось с больше оси а.
Чем больше в мартенсите углерода, тем больше
отношение с/а, т. е. больше степень тетрагональности
решетки (рис. 74, б).
Мартенситное превращение происходит лишь в том
случае, если быстрым охлаждением аустенит пере-
охлажден до низких температур, когда диффузионные
Рис. 74. Кристаллическая структура мартенсита:
а — кристаллическая решетка; б — зависимость отношения
с/а от % С
процессы становятся невозможными. Мартенситное
превращение в отличие от перлитного и промежуточного
превращений носит бездиффузионный характер, т. е.
не сопровождается диффузионным перераспределением
атомов углерода и железа в решетке аустенита. При
мартенситном превращении происходит лишь поли-
морфное превращение у а, сопровождающееся пере-
стройкой кубической гранецентрированной решетки
аустенита в кубическую объемноцентрированную ре-
шетку a-железа без выделения из аустенита атомов
углерода. Превращение начинается при определенной
температуре, называемой температурой на-
чала мартенситного превращения
и обозначаемой 7ИН. При охлаждении ниже 7ИН
аустенит превращается в мартенсит. Чтобы мартенсит-
ное превращение развивалось, необходимо непрерывно
охлаждать сталь ниже точки 7ИН. Если охлаждение
прекратить, то мартенситное превращение практически
также останавливается.
Количество образовавшегося мартенсита в зави-
симости от температуры, до которой охлажден образец,
может быть выражено так называемой мартен-
ситной кривой (рис. 75). По достижении опре-
деленной для каждой стали температуры дальнейшее
Рис. 75. Схема мартенситной кри-
вой для высокоуглеродистой стали
(1.0 % С). Штриховой линией по-
Казано мартенситное превращение
после стабилизации аустенита
точки Мн и 7ИК (рис.
бенность мартенситного
превращение аустенита в
мартенсит прекращается.
Эта температура называ-
ется концом мар-
тенситного прев-
ращения и обоз-s
на чается Л4К. Поло-
жение точек Мн и Мк не
зависит от скорости ох-
лаждения и определяется
химическим составом аус-
тенита. Чем больше в
аустените углерода,, тем
ниже температура этих
точек (рис. 76, а). Все ле-
гирующие элементы, за
исключением кобальта и
алюминия, понижают
76, б). Отличительная осо-
превращения в сталях —
Рис. 76. Влияние углерода (а) и легирующих элементов (б) на
мартенситные точки Л/н и Ми
это большая скорость образования и роста зародышей
при низких температурах. Время образования мартен-
ситного кристалла в зависимости от его размера изме-
няется в пределах от 0,5-10'7 до 5,7-10-8 с, средняя
скорость роста составляет около 103 м/с (1 км/с).
Однако кристаллы быстро растут лишь до определен-
ного размера, после чего рост прекращается. Дальней-
хиее превращение происходит в результате образования
Рис. 77. Микроструктуры, Х500, и схемы возникновения и роста кри-
сталлов:
а — реечного мартенсита; б — пластинчатого (игольчатого) мартенсита.
Белые поля на микроструктуре остаточный аустенит
все новых кристаллов мартенсита. Структура мартен-
сита низко- и среднеуглеродистых сталей имеет форму
реек — реечный мартенсит, ориентирован-
ных в одном направлении (рис. 77, а). Чаще образуется
пакет из этих реек — массивный мартенсит.
В высокоуглеродистых сталях кристаллы мартенсита
представляют собой пластины, которые в пло-
скости шлифа имеют вид игл (рис. 77, б). Размеры
кристаллов мартенсита определяются размерами исход-
ного зерна аустенита. Они тем крупнее, чем больше
было зерно аустенита. Первый кристалл мартенсита
имеет протяженность, соответствующую поперечнику
зерна аустенита. Образующиеся затем кристаллы стес-
нены в своем развитии и имеют меньший размер.
Остаточный аустенит. В закаленной стали, име-
ющей точку ниже 4-20 °C, а именно в углеродстиых
сталях, содержащих более 0,5—0,6 % С, или легиро-
ванных, всегда присутствует остаточный аустенит.
Его количество тем больше, чем ниже температуры
точек Мв и 7ИК, т. е. чем выше содержание в аустените
углерода и легирующих элементов (см. рис. 76, б).
Если задержать на некоторое время охлаждение
при температуре ниже Мн, например t (рис. 75), то
аустенит, сохранившийся непревращенным при охла-
ждении до этой температуры, становится более устой-
чивым. Подобная стабилизация аусте-
нита выражается в том, что при последующем по-
нижении температуры превращение аустенита в мар-
тенсит возобновляется не сразу, а происходит с за-
позданием при более низкой температуре и менее
интенсивно (см. рис. 75). Вследствие этого в стали,
подвергнутой изотермической выдержке ниже 7ИН, со-
держание остаточного аустенита возрастает.
Свойства мартенсита. Характерной особенностью
мартенсита является его высокая твердость. С увели-
чением в нем содержания углерода она возрастает:
в стали с 0,6—0,7 % С твердость мартенсита составляет
HRC 65, HV 960, что в шесть раз больше твердости
феррита. Временное сопротивление разрыву низко-
углеродистого (0,015 % С) мартенсита та 1000, а при
содержании 0,6—0,8 % С равно 2600—2700 МПа.
Закаленные стали, содержащие более 0,4 % С, при
испытаниях на растяжение разрушаются хрупко. Вы-
сокая твердость мартенсита объясняется созданием
тонкой микро- и субмикроскопической неоднородности
строения с равномерным ее распределением по объему,
т. е. большим числом нарушений кристаллического
строения. Микронеоднородность образуется в резуль-
тате того, что в зерне аустенита возникает большое
количество мелких кристаллитов мартенсита, разделен-
ных поверхностями раздела. Каждый кристалл мар-
тенсита состоит из олоков, размер которых значительно
меньше, чем в исходном аустените. Дробление блоков
происходит благодаря большим микронапряжениям,
возникающим в результате объемных изменений при
-> a-превращении (фазовый наклеп). Поверхности
раздела пластин мартенсита и особенно границы блоков
представляют собой трудно преодолимые препятствия
для движения дислокаций. Внутри блоков движение
дислокаций тормозят находящиеся в кристаллической
решетке мартенсита атомы углерода, создающие ста-
тические искажения решетки. Все это и определяет
высокую твердость стали, имеющей мартенситную
структуру. Хрупкость мартенсита связана и с боль-
шими внутренними напряжениями, возникающими при
его образовании.
Мартенсит по сравнению с другими структурными
составляющими стали и особенно по сравнению с аусте-
нитом имеет наибольший удельный объем: удельный
объем аустенита при содержании 0,2—1,4 % С состав-
ляет 0,12227—0,12528 см3/г, а мартенсита 0,12708—
0,13061 см3/г.
Увеличение удельного объема при образовании мар-
тенсита является одной из основных причин возникно-
вения при закалке больших внутренних напряжений, вы-
зывающих деформацию изделий, даже появление трещин.
Наибольшее увеличение объема наблюдается у эв-
тектоидной стали, поэтому она наиболее чувствительна
к закалочным трещинам и деформациям.
Промежуточное превращение. Промежуточное пре-
вращение протекает при температурах (см. рис. 72),
находящихся между областями перлитно-мартенситного
превращения, когда диффузия атомов железа еще
весьма замедлена, а диффузия атомов углерода про-
текает сравнительно быстро. Поэтому кинетика про-
межуточного превращения и образующаяся структура
имеют особенности диффузионного перлитного превра-
щения, а также бездиффузионного мартенситного пре-
вращения.
Механизм промежуточного превращения сво-
дится к следующему. Первоначально в пределах зерен
аустенита происходит диффузионное перераспределе-
ние концентрации атомов углерода, что приводит к об-
разованию объемов аустенита, обедненных и обогащен-
ных углеродом.
Участки аустенита, обедненные углеродом, пре-
терпевают бездиффузионное превращение у а,
так как температура превращения оказывается ниже
точки для низкоуглеродистого (т. е. обедненного
Рис. 78. Микроструктуры, Х500 и схемы образования верхнего (а) и
нижнего (б) бейнита. А — аустенит; М — малоуглеродистый мартенсит;
К — карбид; Ф — феррит (пересыщенный углеродом)
углеродом) аустенита; в результате этого превращения
образуется низкоуглеродистый мартенсит, претерпе-
вающий при температуре превращения процесс от-
пуска.
Из некоторых участков аустенита, обогащенных
углеродом, выделяются частички цементита, а затем
аустенит, обедненный в этих участках углеродом,
также диффузионным путем превращается в низко-
углеродистый мартенсит. Некоторые объемы аустенита,
обогащенные углеродом, смогут сохраниться и после
охлаждения; они представляют собой остаточный аусте-
нит.
Таким образом, в результате промежуточного пре-
вращения образуется структура, состоящая из низко-
углеродистого мартенсита и частиц цементита (карби-
дов). Такая структура получила название бейнит.
Различают: верхний бейнит, образу-
ющийся при 500-—350 °C, под микроскопом он имеет
вид перистых зерен (рис. 78, а); частицы карбидов в нем
представляют изолированные удлиненные частицы,
расположенные по границам кристаллов; нижний
бейнит образуется при 350—250 °C, имеет пластин-
чатое (игольчатое) строение, похож на мартенсит низко-
углеродистой стали. Карбидные частицы в нижнем
бейните располагаются внутри пластинок (игл) «-фазы
(мартенсита) (рис. 78, б).
Верхний бейнит стали (распад при 550—450 °C)
по указанным выше причинам менее пластичный и более
хрупкий по сравнению с продуктами распада аустенита
в перлитной области.
При этом твердость (НВ) и прочность (оЕ, o0j2)
не изменяются или несколько снижаются.
Нижний бейнит по сравнению с продуктами распада
аустенита в перлитной области (сорбит, троостит)
имеет более высокую твердость и прочность при по-
вышенном сопротивлении разрушению.
Изотермическое превращение аустенита доэвтек-
тоидных и заэвтектоидных сталей. В этих сталях
в отличие от эвтектоидной в верхнем интервале тем-
ператур сначала выделяется избыточный феррит (в до-
эвтектоидной стали) или избыточный цементит (в за-
эвтектоидной стали).
Выделение избыточного феррита (цементита) на
диаграмме изотермического распада отмечается доба-
вочной кривой (рис. 79). Количество выделяющегося
избыточного феррита (или цементита) уменьшается
с понижением температуры, и при некоторой степени
переохлаждения распад начинается непосредственно
с образования зародышей перлита (сорбита, троостита).
Поскольку с понижением температуры количество
выделяющегося избыточного феррита (цементита)
уменьшается, то сорбит и троостит в до-
эвтектоидных сталях содержат
углерода меньше, чем 0,8 %, а в з а э в-
тектоидных сталях больше, чем
0,8 %. Поэтому стали с указанными структурами могут
иметь различный состав, тогда как в эвтектоиде (пер-
лите) углеродистой стали всегда содержится 0,8 % С.
0,51 ,50 50г 50* 50*
Врем fl, с
Рис. 79. Диаграммы изотермического распада переохла-
жденного аустенита в доэвтектоидной — 0,45 % С (а), эвтек-
тоидной 0,8 % С (6) н заэвтектондиой <— 1,3 % С (в)
стали
Изотермическое превращение аустенита в легиро-
ванных сталях. Рассмотренные диаграммы изотерми-
ческого распада переохлажденного аустенита справед-
ливы лишь для углеродистых сталей. Для легирован-
ных сталей, у которых в состав аустенита, кроме атомов
углерода, входят атомы таких элементов, как марганец,
хром, молибден, ванадий и др., или одновременно хром
и никель, хром и марганец и т. д., изотермическая
диаграмма имеет другой вид (рис. 80).
изотермической
два минимума
еох л аж денного
ствующие пер-
“ у этих сталей на
диаграмме имеются
устойчивости пер
аустенита, соответ
Л И т Н о м у (диффузи-
онному) и бейнит-
ному (промежуточ-
ному) превраще-
ниям. Оба превращения
разделены областью относи-
тельной устойчивости аусте-
нита. В стали с небольшим
содержанием углерода мак-
симальная скорость пре-
вращения (минимальная ус-
тойчивость аустенита) наб-
людается в промежуточной
области (рис. 80, а), а в ста-
лях с высоким содержанием
углерода — в области пер-
литного превращения (рис.
80, б). Промежуточное прев-
ращение в легированных
сталях протекает не до
конца. Часть аустенита,
обогащенного углеродом,
при изотермической выдерж-
ке не распадается и при даль-
нейшем понижении темпера-
туры или частично превраща-
ется в мартенсит, или в боль-
шей или меньшей степени не
7 10' 10г 103 10*10s
время, с
Рис. 80. Схема диаграммы изо-
термического распада переох-
лажденного аустенита легиро-
ванной стали:
а — конструкционная сталь
(0,10—0,45 % С); б — инстру-
ментальная сталь (0,7—1,3 % С)
претерпевает этого превраще-
ния. Таким образом, в результате промежуточного прев-
ращения легированная сталь получает структуру, состо-
ящую из бейнита и некоторого количества мартенсита или
остаточного аустенита. Легирующие элемен-
ты увеличивают устойчивость аусте-
нита в области перлитного и бейнит-
ного превращений. Поэтому на диаграмме
изотермического превращения кривые, отвечающие на-
чалу и концу распада, смещены вправо по оси времени.
Причины высокой устойчивости переохлажденного
аустенита в области перлитного превращения многие
исследователи связывают с тем, что в результате рас-
пада легированного аустенита в перлитной области
образуется феррит и легированный цементит или даже
специальные карбиды. Для образования такой феррито-
карбидной структуры в у-твердом растворе должно
произойти диффузионное перераспределение не
только атомов углерода, но и атомов легирующих
элементов. Атомы карбидообразующих элементов пере-
ходят в состав карбидов, а элементы, не образующие
карбидов, — в феррит. Замедление распада аустенита
в перлитной зоне объясняется малой скоростью диф-
Рис. 81. Диаграмма распада
переохлажденного аустенита
для эвтектоидной стали с на-
ложенными на нее кривыми
охлаждения сч> о2> с»в>
> и4> ок — критическая
скорость закалки. —
температура, °C, минимальной
устойчивости переохлажденно-
го аустенита, TmIn — время
минимальной устойчивости ау-
стенита, с
фузии легирующих элементов в аустените и уменьше-
нием диффузии углерода под влиянием карбидообра-
зующих элементов.
В области температур промежуточного превращения
распад аустенита может ускоряться вследствие того,
что при более низких температурах исключается диф-
фузия легирующих элементов и протекает диффузия
только углерода. Поэтому при распаде аустенита обра-
зуется а-раствор и карбид цементитного типа, имеющие
то же содержание легирующих элементов, что и исход-
ный аустенит.
Превращение аустенита при непрерывном охлажде-
нии. При непрерывном охлаждении аустенит пере-
охлаждается ниже Агг и распад его протекает в ин-
тервале температур (рис. 81).
С увеличением скорости охлаждения возрастает
степень переохлаждения аустенита относительно равно-
весной точки (рис. 81).
Чем больше скорость охлаждения
и ниже температура распада аусте-
нита, темдисперснееооразующаяся
феррито - цемент и т н а я структура,
подобно тому как это наблюдалось
при изотермическом распаде аусте-
нита.
Следовательно, при небольшой скорости охлажде-
ния образуется перлит, при большей v2 — сорбит
и еще большей v.A — троостит (рис. 81).
При более высоких скоростях охлаждения распад
всего аустенита не успевает пройти при высоких темпе-
ратурах г образованием феррито-цементитной смеси,
часть его переохлаждается до точки 7И„ и превращается
в мартенсит (рис. 81). Структура в этом случае состоит
из троостнта и мартенсита (рис. 81, кривая п4).
При очень большой скорости охлаждения диффу-
зионный распад аустенита с образованием феррито-
цементитной структуры становится невозможным, вслед-
ствие чего весь аустенит переохлаждается до точки Мя
и превращается в мартенсит (рис. 81, кривая п5).
Минимальная скорость охлажде-
ния (рис. 81, кривая пк), при которой
весь аустенит переохлаждается до
точки Мя и превращается в мартен-
сит, получила название критиче-
ской скорости закалки.
Критическая скорость закалки неодинакова для
разных сталей и зависит от устойчивости аустенита.
Чем больше его устойчивость (а следовательно, чем
правее расположены линии превращений на диаграмме
изотермического распада аустенита), тем меньше кри-
тическая скорость закалки.
У многих высоколегированных сталей критическая
скорость закалки не превышает 5—20 42/0.
Диаграммы изотермического распада аустенита
лишь качественно характеризуют превращения, про-
текающие при непрерывном охлаждении. Показано,
что продолжительность минимальной устойчивости
аустенита при непрерывном охлаждении в 1,5 раза
больше, чем при изотермическом распаде. Отсюда
в первом приближении критическая скорость закалки,
°С/с, может быть определена по формуле
г| _А1 ^min
VK---, г,т >
где Лл — температура, соответствующая равновесной
точке, °C; /т1п — температура минимальной устойчи-
вости переохлажденного аустенита, °C; тт1п — время
минимальной устойчивости аустенита в перлитной
области, с (рис. 81).
Для установления технологии термической обра-
ботки, кроме диаграмм изотермического распада аусте-
0,51 10 Ю2 103 0,51 10 10г 10s 10* т,с
Рис. 82. Термокинетические диаграммы превращения пере-
охлажденного аустенита:
а — эвтектоидная углеродистая сталь (тонкими линиями
показана диаграмма изотермического распада переохла-
жденного аустенита); б — легированная сталь (0,44 % С;
1,07 % Сг)
нита, используют термокинетические ди-
а г р а м м ы. Эти диаграммы дают более правильные
данные о температурных интервалах протекания фазо-
вых превращений при непрерывном охлаждении. Термо-
кинетические диаграммы также строят в координатах
температура — время. Они представляют собой
серию кривых охлаждения, на которых нанесены об-
ласти начала и конца перлитного и промежуточного
превращений. На рис. 82 приведены термокинетические
диаграммы для углеродистой и легированной сталей.
Они показывают, что при малых скоростях охлаждения
протекает только диффузионный распад аустенита с об-
разованием феррито-цементитной структуры различ-
ной степени дисперсности (перлит, сорбит, троостит).
При высоких скоростях охлаждения углеродистой стали
диффузионный распад аустенита подавляется и аусте-
нит претерпевает мартенситное превращение
(рис. 82, о). В легированной стали можно наблюдать
и область промежуточного превращения, в которой
аустенит претерпевает распад с образованием бейнита
(рис. 82, б). Из сравнения диаграммы изотермического
распада переохлажденного аустенита и диаграммы
превращения аустенита при непрерывном охлаждении
(рис. 82, а) видно, что соответствующие линии на термо-
кинетической диаграмме находятся правее и ниже
аналогичных линий изотермической диаграммы. Это
свидетельствует о том, что для одинакового развития
превращения при непрерывном охлаждении требуется
больший период времени, чем при изотермическом
распаде переохлажденного аустенита.
Превращение мартенсита и остаточного аустенита
при нагреве (отпуск стали). Термическая об-
работка, заключающаяся в нагреве
закаленной стали ниже точки Alt
называется отпуском. Цель отпуска —
уменьшение уровня внутренних напряжений и повы-
шение сопротивления разрушению. В результате от-
пуска достигается заданный (требуемый) уровень проч-
ности, пластичности и сопротивления разрушению.
Мартенсит и остаточный аустенит являются не-
равновесными фазами. Переход стали в более устой-
чивое состояние должен сопровождаться распадом мар-
тенсита и остаточного аустенита с образованием фер-
рито-цементитной структуры. Распад твердого рас-
твора носит диффузионный характер, поэтому скорость
его протекания в основном определяется температурой
нагрева.
Распад мартенсита (первое превращение при от-
пуске). Ниже 60—80 °C распад мартенсита и аустенита
протекает с незначительной скоростью и в небольшой
степени. В интервале 80—300 °C распад мартенсита идет
достаточно интенсивно. Из а-раствора (мартенсита)
выделяется углерод, при этом образуются дисперсные
частицы карбида железа.
При низких температурах отпуска в мартенсите
средне- и высокоуглеродистой стали образуется е-кар-
бид с гексагональной решеткой (вероятно, Fe2C),
а в мартенсите низкоуглеродистой стали — цементит
Fe3C. Мартенсит распадается в две стадии. На первой
стадии распада, протекающего ниже 150 °C, на границе
кристаллов мартенсита и в районе дефектов строения,
где имеются скопления из атомов углерода, возникают
частицы карбидов (е-карбида или цементита), на полу-
чение которых расходуется углерод из участков «-твер-
дого раствора (мартенсита), непосредственно к ним
примыкающих. Поэтому концентрация углерода в этих
участках резко уменьшается, тогда как более удаленные
участки из-за низкой диффузионной подвижности угле-
рода сохраняют исходную его концентрацию в твердом
растворе (мартенсите), полученном после закалки. Та-
ким образом, после отпуска при относительно низких
температурах (ниже 150 °C) в стали наряду с частицами
выделившихся карбидов одновременно присутствуют
два различных по концентрации a-твердых раствора
(мартенсита) соответственно с высокой (исходной) и
низкой концентрацией углерода в тех областях, где
образовались частицы карбидов.
Выделившиеся карбидные частицы имеют форму
топких пластинок толщиной в несколько атомных слоев
и длиной в несколько десятков нанометров.
Легирующие элементы практически не влияют на
первую стадию распада мартенсита.
Если в структуре закаленной стали имеется оста-
точный аустенит, то он на первой стадии отпуска
в отличие от мартенсита не претерпевает изменений.
Вторая стадия распада мартенсита протекает при
150—350 °C. Она заключается в дальнейшем выделе-
нии углерода из твердого раствора (мартенсита), обра-
зовании карбидов и их коагуляции. Это превращение
протекает с небольшой скоростью. Уменьшение кон-
центрации углерода в мартенсите сопровождается
укрупнением (коагуляцией) имеющихся карбидных ча-
стиц и образованием новых частиц. Это требует диффу-
зионного перемещения углерода внутри «-твердого
раствора (мартенсита), которое при низких темпера-
турах протекает медленно. Кремний, а также карбидо-
образующие элементы (хром, ванадий, титан, молиб-
ден, вольфрам), затрудняя диффузию углерода, тор-
мозят вторую стадию распада мартенсита, сохраняя
состояние пересыщенного твердого раствора до более
высоких температур нагрева.
Структура, получающаяся в результате отпуска
при температурах ниже 350 °C, называется м а р-
тен ситом отпуска. Он представляет собой
пересыщенный твердый раствор углерода в «-железе,
в котором присутствуют дисперсные кристаллы кар-
бидов, имеющих форму пластин.
В области температур второй стадии отпуска также
происходит превращение е-карбида в цементит. Есте-
ственно, что чем выше температура отпуска до 350 °C,
тем ниже концентрация углерода в мартенсите, но
форма кристаллов близка к той, которая была у мартен-
сита после закалки.
Обеднение кристаллов мартенсита углеродом при-
водит к тому, что степень его тетрагональное™ (отно-
шение с/а) постепенно уменьшается и при температуре
около 350 °C становится равной 1 (как и у феррита).
Это указывает на то, что количество углерода, оста-
ющееся в «-твердом растворе, становится близким
к равновесному. Однако решетка «-твердого раствора
все еще остается упруго искаженной вследствие сохра-
нения дефектов строения, которое было в мартенсите
закаленной стали.
Превращение остаточного аустенита (второе
превращение при отпуске). При 250—350 °C происхо-
дит превращение остаточного аустенита. Он превра-
щается в нижний бейнит, имеющий структуру, ана-
логичную образующейся при распаде мартенсита при
тех же температурах и продолжительности нагрева.
Все легирующие элементы, особенно марганец, хром,
кремний, задерживают распад аустенита, повышая
температуру его превращения.
Третья стадия или третье превращение при от-
пуске (350—450 °C) сопровождается интенсивным умень-
шением углерода и полным завершением процесса
выделения углерода из «-раствора (мартенсита) и
соответственно уменьшением плотности дефектов
строения в этой фазе. Кроме того, происходит рост
частиц карбидов. Следовательно, сталь после отпуска
при 350—450 °C состоит из кристаллов а-твердого
раствора и находящихся в них мелкодисперсных частиц
цементита —- такую структуру называют т р о о с т и-
том отпуска.
Коагуляция карбидов (четвертое превращение при
отпуске). При температурах выше 450 °C резко умень-
шаются плотность дефектов строения в «-фазе, а также
рост (коагуляция) и сфероидизация карбидов. Тонко-
пластинчатые выделения карбидов приобретают округ-
лую форму (сфероидизация) и одновременно укруп-
няются (коагуляция). Вследствие коагуляции кар идов
очень тонкая феррито-цементитная структура — троо-
стит отпуска — при 500—600 °C превращается в струк-
туру, отличающуюся более крупными частицами кар-
бидов, расположенными в феррите; ее называют сор-
бит отпуска. Сорбит отпуска в свою очередь
при более высоких температурах (выше 650 °C и до
точки Асг) превращается в перлит отпуска.
Карбидообразующие элементы (Сг, Mo, W, V и др.),
а также Si затрудняют диффузию углерода в «-растворе,
задерживают коагуляцию карбидов (цементита). По-
этому после отпуска при одинаковой температуре сталь,
легированная этими элементами, сохраняет более
высокую дисперсность карбидных частиц и большую
твердость и прочность.
В процессе четвертого превращения при отпуске
легированной стали происходит изменение состава
a-твердого раствора и карбидов. В результате диффу-
зии при повышенных температурах отпуска происходит
диффузионное перераспределение атомов карбидо-
образующих элементов и последние в основном пере-
ходят в карбиды, а твердый раствор соответственно
обедняется ими. Концентрация некарбидообразующих
элементов в процессе отпуска в а-растворе и карбидах
не изменяется.
Влияние отпуска на механические свойства. Распад
мартенсита при отпуске влияет на свойства стали. При
низких температурах (до 200—250 °C) твердость изме-
няется незначительно.
Повышение температуры отпуска выше 200—250 °C
заметно снижает твердость, временное сопротивление
разрыву ов и предел текучести о012 и повышает относи-
тельное удлинение 6 и поперечное сужение ф
(рис. 83, а).
Карбиды в троостите и сорбите отпуска в отличие
от троостита и сорбита, полученных в результате рас-
пада переохлажденного аустенита, имеют форму зер-
нистую, а не пластинчатую. Это изменение структуры
улучшает многие свойства стали. При одинаковых
значениях твердости оЕ и о0<2 сталь со структурой
троостита и сорбита отпуска имеет более высокие
значения ф и KCU, а также сопротивление разрушению,
чем сталь со структурой троостита или сорбита за-
калки. В то же время при равных значениях пластич-
ности и вязкости сталь после закалки и отпуска имеет
более высокую прочность.
Хрупкость при отпуске, легированных сталей. От-
пуск некоторых легированных сталей в ряде случаев
снижает ударную вязкость. Такое снижение вязкости
получило название отпускной хрупкости.
В легированной стали могут возникать два вида
отпускной хрупкости (рис. 83, б).
200 300 W0 500 000 200 300 W0 500 i^C
Рис. 83. Влияние температуры отпуска на механические свойства зака-
ленной стали с 0,45 % С (п) и изменение ударной вязкости легированной
стали в зависимости от температуры отпуска и последующей скорости
охлаждения (б)
Первый вид отпускной хрупкости,
называемый необратимой отпуск-
ной хрупкостью, наблюдается в результате
отпуска при 300—400 °C. Отличительной особенностью
хрупкости первого рода является ее необратимый
характер. Если провести отпуск при температуре выше
400 °C, когда повысится вязкость, но снизится проч-
ность, а затем вновь нагреть при 350—400 °C, то этот
повторный отпуск уже не вызывает снижения ударной
вязкости. Излом стали в состоянии необратимой от-
пускной хрупкости блестящий, кристаллический.
Наиболее вероятной причиной хрупкости является
выделение карбидов из мартенсита, в основном по
границе зерна.
Второй вид хрупкости, называ-
емый обратимой отпускной хруп-
костью, наблюдается в некоторых легированных
сталях, если их медленно охлаждают после отпуска
при 500—550 °C или продолжительно выдерживают
при 500—550 °C. Этот вид хрупкости не возникает,
если охлаждение с температуры отпуска проводят
быстро, например, в воде или масле (рис. 83, б).
При быстром охлаждении с температур отпуска
500—650 °C излом волокнистый, характерный для вяз-
кого состояния. После медленного охлаждения полу-
чается хрупкий кристаллический излом.
Существенным признаком этого вида хрупкости
является обратимость. Хрупкость, возникающая в ре-
зультате медленного охлаждения с 500—550 °C, может
быть устранена повторным отпуском при 600—650 °C
с последующим быстрым охлаждением.
Хрупкость наиболее часто наблюдается в сталях
с повышенным содержанием фосфора и особенно в ста-
лях, содержащих марганец, кремний, хром или же
при одновременном введении в сталь хрома, никеля
и марганца. Аналогично фосфору влияют сурьма и
олово. Введение в сталь 0,2—0,3 % Мо или 0,5—0,7 %
W значительно уменьшает склонность стали к обрати-
мой отпускной хрупкости.
Появление обратимой хрупкости связано с диффу-
зией растворимых атомов указанных элементов к гра-
ницам бывших зерен аустенита и пересыщением поверх-
ностных слоев этих зерен атомами указанных элементов
без выделения образуемых ими фаз (фосфидов, карби-
дов и т. д.). Обогащение пограничных зон атомами
фосфора, особенно совместно с атомами марганца,
хрома и др., снижает работу образования трещин по
границам бывших зерен аустенита, что и определяет
развитие обратимой отпускной хрупкости. Введение
молибдена в сталь, вероятно, обогащает им границы
зерен, и в этих зонах возникают частицы карбидов
молибдена, у границ которых, а не по границам зерен
концентрируются атомы фосфора, поэтому отпускной
хрупкости не будет (истинная причина влияния молиб-
дена не установлена).
Термическое и деформационное старение
углеродистой стали
Под старением понимают измене-
ние свойств низкоуглеродистой
стали, протекающее во времени без
заметного изменения микрострук-
туры. При старении вследствие скопления атомов
углерода (азота) на дислокациях (атмосферы Котт-
релла) или выделении избыточных фаз из феррита
(карбидов, нитридов) повышается прочность, порог
хладноломкости и снижается сопротивление хрупкому
разрушению; штампуемость листовой стали ухуд-
шается.
Известны два вида старения стали: термическое
и деформационное (механическое).
Термическое старение протекает в низ-
коуглеродистых сталях в результате изменения рас-
творимости углерода и азота в a-железе в зависимости
от температуры.
При ускоренном охлаждении с 650—700 'С (как,
например, при сварке, охлаждении тонкого листа после
прокатки и т. д.) в низкоуглеродистой стали задержи-
вается выделение третичного цементита и при комнатной
температуре фиксируется пересыщенный а-раствор
(феррит). При последующей выдержке стали при ком-
натной температуре (естественное старение) или при
повышенной температуре 50—150 °C (искусственное
старение) происходит образование атмосфер Коттрелла,
т. е. скопление атомов углерода (азота) у дислокаций
или распад твердого раствора с выделением третичного
цементита в виде дисперсных частиц.
Деформационное (механическое)
старение протекает после пластической деформа-
ции, если она происходит при температурах ниже
температуры рекристаллизации, особенно при 20 °C.
Деформационное старение развивается в течение
15—16 сут при 20 °C и в течение нескольких минут
при 200—350 Т.
При деформационном старении основное упрочне-
ние, вероятно, связано с образованием атмосфер Котт-
релла из атомов углерода и азота вокруг скоплений
дислокаций, что затрудняет их движение. При нагреве
деформированной стали возможно образование частиц
карбидов и метастабильной карбонитридной фазы
Feie(N, С)2 или стабильного нитрида Fe4N.
Склонность стали к старению снижается при моди-
фицировании ее алюминием, титаном или ванадием.
Глава ТЕХНОЛОГИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ
XI ОБРАБОТКИ СТАЛИ
Основными видами термической обработки, различно
изменяющими структуру и свойства стали и назнача-
емыми в зависимости от требований, предъявляемых
к полуфабрикатам (отливки, поковки, прокат и т. д.)
и готовым изделиям, являются отжиг, нормализация,
закалка и отпуск.
В черной металлургии преобладающими процессами
термической обработки металлопродукции являются
отжиг, нормализация и высокий отпуск, снижающие
твердость, что облегчает металлургический передел
(например, калиброванной стали) и деформационную
и механическую обработку резанием на машиностро-
ительных заводах.
1. Отжиг I рода
Отжиг I рода в зависимости от исходного состояния
стали и температуры его выполнения может включать
процессы гомогенизации, рекристаллизации и снятия
остаточных напряжений. Характерная особенность
этого вида отжига в том, что указанные процессы
происходят независимо от того, протекают ли в сплавах
при этой обработке фазовые превращения (перекристал-
лизация) или нет. Поэтому отжиг I рода можно про-
водить при температурах выше или ниже температур
фазовых превращений (критических точек Лх и Л3).
Этот вид обработки в зависимо-
сти от температурных условий его
выполнения устраняет химическую
или физическую неоднородность,
созданную на предшествующих ста-
диях передела.
Гомогенизация (диффузионный отжиг). Диффу-
зионному отжигу подвергают слитки легированной
стали с целью уменьшения дендритной или внутри-
кристаллитной ликвации, которая повышает склон-
ность стали, обрабатываемой давлением, к хрупкому
излому, к анизотропии свойств и возникновению таких
дефектов, как шиферность (слоистый излом) и флокены
(тонкие внутренние трещины, наблюдаемые в изломе
в виде белых овальных пятен).
Дендритная ликвация понижает пластичность
и вязкость легированной стали. Поэтому слитки и
Рис. 84. Диаграмма состояния Fe—
FeaC( на которой нанесены тем-
пературные интервалы различных
видов отжига:
J — гомогенизация; 2 ’— низкотем-
пературный отжиг (высокий от-
пуск) для снижения твердости и
рекристаллизационный отжиг; 3 —
отжиг (отпуск) для снятия напря-
жений; 4 •— полный отжиг с фа-
совой перекристаллизацией;
5— нормализация доэвтектоидных
сталей; 6 нормализация заэв-
тектоидной стали для разруше-
ния цементитной сетки; 7 — сфе-
роидизация; 8 — неполный отжиг
дозвтектоидиой стали
крупные отливки нередко подвергают гомоген и-
зирующему или диффузионному от-
жигу. Нагрев при диффузионном отжиге (рис. 84)
должен быть до высоких температур (1100—1200 °C),
так как только в этом случае более полно протекают
диффузионные процессы, необходимые для выравни-
вания в отдельных объемах состава стали. Диффузия
наиболее интенсивно протекает в начале выдержки,
заметно снижаясь с течением времени. Поэтому во
избежание образования большого количества окалины,
уменьшения расхода топлива и увеличения производи-
тельности печей выдержка должна быть минимальной,
обычно 15—20 ч. После выдержки садку охлаждают
до 800—820 °C в печи, а далее на воздухе. Для улуч-
шения технологической пластичности высокоуглеро-
дистые легированные стали (быстрорежущие, подшип-
никовые и др.) нередко подвергают ступенчатой гомо-
генизации. Чаще применяется трехетупенчатая гомо-
генизация — первая выдержка 2 ч при 1120—1200 °C
(в зависимости от состава стали), вторая — при 1160—
1240 °C и третья — при 1150—1200 °C. Такая обработка
получила название ступенчатой высоко-
температурной обработки (СВТО).
Во многих случаях для уменьшения дендритной
ликвации специального диффузионного отжига не
проводят, а выполняют более высокий и длительный
нагрев для горячей деформации.
В результате диффузионного отжига получается
крупное зерно. Этот недостаток устраняется при после-
дующей обработке слитка давлением или в процессе
последующей термической обработки.
Рекристаллизационный отжиг. Под рекри-
сталлизационным отжигом пони-
мают нагрев холоднодеформирован-
ной стали вышетемпературы начала
рекристаллизации, выдержку при
этой температуре с последующим
охлаждением. Этот вид отжига чаще применяют
как промежуточную операцию для снятия наклепа
между операциями холодного деформирования. Тем-
пература отжига для достижения рекристаллизации
по всему объему и сокращения времени процесса
превышает температуру порога рекристаллизации. Для
углеродистых сталей с 0,08—0,2 % С, чаще подверга-
емых холодной деформации (прокатке, штамповке, во-
лочению), температура отжига находится в интервале
680—700 °C (рис. 84). Отжиг калиброванных прутков
(холодная протяжка) из высокоуглеродистой легиро-
ванной стали (хромистой, хромокремнистой и др.)
проводят при 680—740 °C в течение от 0,5 до 1,5 ч.
Кроме рекристаллизации феррита, при отжиге стали
может протекать коагуляция и сфероидизация цемен-
тита, при этом повышается пластичность, что облегчает
выполнение холодной пластической деформации.
Высокий отпуск (для снятия твердости) Ч После
горячей механической обработки сталь чаще имеет
мелкое зерно и удовлетворительную микроструктуру,
1 Высокий отпуск, применяемый после закалки, не является отжи-
гом, но, поскольку он широко применяется на металлургических заводах
для снижения твердости сортового проката, мы сочли уместным этот тех-
нологический процесс рассмотреть в разделе «Отжиг».
поэтому не требуется фазовой перекристаллизации
(отжига). Но вследствие ускоренного охлаждения после
прокатки или другой горячей обработки легированные
стали имеют неравновесную структуру; сорбит, троо-
стит, бейнит или мартенсит и, как следствие этого,
высокую твердость. Для снижения твердости сортовой
прокат на металлургических заводах подвергают высо-
кому отпуску при 650—700 °C (несколько ниже точки
/с-]) в течение 3—15 ч с последующим замедленным
охлаждением (рис. 84). При нагреве до указанных
температур происходят процессы распада мартенсита
и (или) бейнита, коагуляции и сфероидизация карбидов
и в итоге снижается твердость. Углеродистые стали
подвергают высокому отпуску в тех случаях, когда они
предназначаются для обработки резанием, холодной
высадки или волочения. Высокий отпуск снижает твер-
дость до требуемых значений и обеспечивает оптималь-
ную для обработки резанием микроструктуру — феррит
н смесь зернистого и пластинчатого перлита. После
высокотемпературного отпуска доэвтектоидная сталь
лучше обрабатывается резанием, чем после полного
отжига, когда структура — обособленные участки фер-
рита и перлита. Структурно свободный феррит нали-
пает на кромку инструмента, ухудшает качество по-
верхности изделия, снижает теплоотдачу и поэтому
снижает скорость резания и стойкость инструмента.
Для высоколегированных сталей, у которых практи-
чески не отмечается перлитного превращения, высокий
отпуск является единственной термической обработкой,
позволяющей понизить их твердость.
Отжиг для снятия остаточных напряжений. Этому
виду отжига подвергают отливки, сварные изделия,
детали после обработки резанием, правки и т. д.,
в которых возникают внутренние (остаточные) напря-
жения. Остаточные напряжения нередко являются
причиной коробления изделий или изменения их раз-
меров при хранении (или обработки резанием), а скла-
йяваясь с приложенными извне сравнительно неболь-
шими напряжениями, могут вызвать разрушение. Осо-
бенно опасны растягивающие напряжения. Для полного
или частичного снятия остаточных напряжений чаще
применяют отжиг при 550—650 °C (рис. 84). Время
выдержки составляет несколько часов и устанавли-
вается опытным путем. Скорость нагрева и особенно
охлаждения должна быть невелика, чтобы исключить
возможность образования новых остаточных напря-
жений.
2. Отжиг II рода (фазовая перекристаллизация)
Отжиг II рода заключается в нагреве
рт а л и до температур выше точек Ав
или Alt выдержке и, как правило,
Рис. 85. Крупнозернистая видманштетторая структура (л) и отожженная
Мелкозернистая структура доэвтектоидйой стали (0,45 % С), Х200
последующем медленном охлажде-
нии. В процессе нагрева и охлажде-
ния, в этом случае, протекают фазо-
вые превращения (a =₽t у-п р е в р а щ е-
ние), определяющие структуру и
свойства стали.
После отжига углеродистой стали получаются струк-
туры, указанные на диаграмме состояния железо —>
цементит (см. рис. 56); феррит + перлит в доэвтектоид-
ных сталях; перлит в эвтектоидной стали; перлит и
вторичный цементит в заэвтектоидных сталях. После
отжига сталь имеет низкую твердость и прочность
при высокой пластичности. При фазовой перекристал-
лизации измельчается зерно и устраняется видманштет-
товая структура, строчечность, вызванная ликвацией,
и другие неблагоприятные структуры стали (рис. 85).
В большинстве случаев отжиг является подготовитель-
ной термической оора откои; отжигу подвергают от-
ливки, поковки, сортовой и фасонный прокат, трубы,
горячекатаные листы и т. д. Понижая прочность и
твердость, отжиг облегчает обработку резанием средне-
й высокоуглеродистой стали. Измельчая зерно, снимая
внутренние напряжения и уменьшая структурную не-
однородность, отжиг способствует повышению пластич-
ности и вязкости по сравнению со свойствами, получен-
ными после литья, ковки и прокатки. В некоторых
случаях (например, для многих крупных отливок')
отжиг является окончательной термической обработкой.
Различают следующие виды отжига: полный, изо-
термический! и неполный.
Полный отжиг заключается в нагреве доэвтектоид-
ной стали на 30—50 °C выше температуры, соответ-
ствующей точке Ас8 (рис. 84), выдержке при этой
температуре для полного прогрева и завершения фазо-
вых превращений в объеме металла и последующем
медленном охлаждении (рис. 86, кривая /).
При нагреве до температуры выше точки Acs на
30—50 °C образуется аустенит, характеризующийся
мелким зерном, поэтому при охлаждении возникает
мелкозернистая структура (рис. 86), обеспечивающая
высокую вязкость и пластичность и возможность до-
стижения высоких свойств после окончательной терми-
ческой обработки.
Чрезмерное повышение температуры нагрева выше
точки Acs вызывает рост зерна аустенита, что ухудшает
свойства стали. Время нагрева и продолжительность
при заданной температуре зависят от типа нагрева-
тельной печи, способа укладки изделий в печь, от
высоты садки, типа полуфабриката (лист, сортовой
прокат и т. д.).
На металлургических заводах скорость нагрева не
ограничивают и устанавливают ее максимально воз-
можной по тепловой мощности печи (чаще ~100°С/ч);
продолжительность выдержки может колебаться от
0,5 до 1,0 ч на 1 т нагреваемого металла. Металл за-
гружают в печь непосредственно после выгрузки пре-
ЦЫдущей садки при температуре печи 400—500 °C.
Нагрев металла на металлургических заводах ведут
в садочных печах периодического действия (с выдвиж-
ным или стационарным подом, с газовым или электро-
нагревом) или в проходных печах непрерывного дей-
Рис. 86. Схема полного отжига доэзтектоидной (0,5 % С) стали;
1 — отжиг; 2 — нормализация
ствия С роликовым подом, обеспечивающих равномер-
ный прогрев, возможность проведения всех видов от-
жига, высокий уровень механизации и автоматизации.
Для защиты металла от окисления и обезуглерожи-
вания на металлургических заводах все шире при-
меняют защитные (контролируемые) атмосферы. При
термической обработке проката, калиброванной стали,
труб и т. д. контролируемые атмосферы представляют
собой смесь, состоящую из Н2, СО, СН4, О2, СО2, No.
Защитная атмосфера составляется так, чтобы при
химическом равновесии в печи обезуглероживающее
и окислительное воздействие О2, СО2 и Н2О на сталь
уравновешивалось противоположным воздействием
СО, Н2, СН4. В этом случае атмосфера выполняет
защитные функции. На металлургических заводах чаще
применяется экзотермическая атмо-
сфера ПСО-09, получаемая путем почти полного
сжигания природного газа (коэффициент избытка воз-
духа а — 0,9), нередко с добавкой 1—2 % по объему
природного газа. Состав атмосферы: 2 % СО; 2 % Н„;
96 % N?.
Медленное охлаждение должно обеспечить распад
аустенита при малых степенях переохлаждения
(рис. 86), чтобы избежать образования излишне дис-
персной феррито-карбидной структуры и свойствен-
ной ей более высокой твердости.
Скорость охлаждения при отжиге зависит от устой-
чивости переохлажденного аустенита, а следовательно,
от состава стали. Чем больше устойчивость аустенита
в области температур перлитного превращения, тем
медленнее должно быть охлаждение. Поэтому легиро-
ванные стали, обладающие высокой устойчивостью
переохлажденного аустенита, охлаждаются значи-
тельно медленнее (40—60 °С/ч), чем углеродистые (100—
150°С/ч), во всяком случае до 550—600 °C.
После распада аустенита в перлитной области даль-
нейшее охлаждение можно ускорять и выполнять даже
на воздухе.
Если отжиг предназначается и для снятия напря-
жений (например, в отливках сложной конфигурации),
медленное охлаждение с печью проводят почти до ком-
натной температуры.
Полному отжигу подвергают сортовой прокат из
стали с 0,3—0,4 % С, поковки и фасонные отливки.
Изотермический отжиг (рис. 87). В этом случае
сталь, обычно легированную, нагревают как и для
полного отжига и сравнительно быстро охлаждают до
температуры, лежащей ниже точки Агг (обычно 660—
680 °C). При этой температуре назначают изотерми-
ческую выдержку 3—6 ч, необходимую для полного
распада аустенита, после чего следует более ускорен-
ное охлаждение, вплоть до охлаждения на воз-
духе.
Рис. 87. Схема изотермического отжига (с) и патентирования (б)
Одно преимущество изотермического отжига — в со-
кращении длительности процесса, особенно для леги-
рованных сталей, которые для заданного снижения
твердости приходится охлаждать очень медленно. Для
наибольшего ускорения процесса температуру изо-
термической выдержки выбирают близкой к темпера-
туре минимальной устойчивости переохлажденного
аустенита в перлитной области (рис. 87). Другое пре-
имущество изотермического отжига заключается
в получении более однородной феррито-перлитной
структуры; при изотермической выдержке температура
по сечению изделия выравнивается и превращение по
всему объему стали проходит при одинаковой степени
переохлаждения. Для некоторого укрупнения зерна
и улучшения обработки резанием температуру отжига
принимают 930—950 °C. Нагрев осуществляют в про-
ходных печах с контролируемой атмосферой.
Изотермическому отжигу чаще подвергаются по-
ковки (штамповки) и сортовой прокат из цементуемой
легированной стали небольших размеров.
При отжиге больших садок (20—30 т и более) бы-
строе и равномерное охлаждение до температуры изо-
термической выдержки невозможно. Превращения в от-
дельных участках садки протекают при разных тем-
пературах, что приводит к неравномерной структуре
и твердости в пределах одной садки, поэтому для таких
садок изотермический отжиг обычно не применяется.
Патентирование. Пружинная (канатная) про-
волока из стали, содержащей 0,65—0,9 % С, перед
холодным волочением поступает на изотермическую
обработку — патентирование; ее подвергают
высокотемпературной аустенизации для получения
однородного аустенита, а затем пропускают через
расплавленную соль с температурой 450—550 °C
(рис. 87, б). В результате изотермического распада
аустенита образуется тонкопластинчатый троостит
или сорбит. Такая структура позволяет при холодной
протяжке давать большие обжатия (более 75 %) без
обрывов и после заключительного холодного волочения
получить высокую прочность (ов — 20004-2250 МПа).
Неполный отжиг отличается от полного тем, что
сталь нагревают до более низкой температуры (немного
выше точки Л61). Неполный отжиг доэвтектоидных ста-
лей применяют для улучшения обрабатываемости их
резанием. При неполном отжиге происходит частичная,
перекристаллизация стали вследствие превращения /7->
—без превращения избыточного феррита. Такой
отжиг конструкционных легированных сталей про-
водят при 750—770 °C (см. рис. §4) с последующим
охлаждением со скоростью 30—60 °С/ч (чем выше леги-
рованность стали, тем медленнее охлаждение) до 600 °C,
далее на воздухе.
Сфероидизация. Неполному отжигу подвергают за-
эвтектоидные углеродистые и легированные стали. На-
грев этих сталей проводят немного выше точки Лсх
(обычно на 10—30 °C), что вызывает практически пол-
ную перекристаллизацию и позволяет получить зер-
нистую (сфероидальную) форму перлита вместо пла-
стинчатой (рис. 88 и 89). Такой отжиг называют сфе-
роидизацией. Частицы цементита, не раство-
рившегося при нагреве, или области аустенита с по-
вишенной концентрацией углерода за счет неполной
его гомогенизации после растворения цементита яв-
ляются центрами кристаллизации для цементита, вы-
Рис. 88. Схема процесса сфероидизации
Являющегося при последующем охлаждении ниже точки
Art и принимающего в этом случае зернистую форму.
Рис. 89. Микроструктура пластинчатого (а) и зернистого (б) перлита
(цементита), X 800
В результате нагрева значительно выше точки Ас1
и растворения большей части цементита и повышения
однородности аустенита последующее перлитное пре-
вращение приводит к получению пластинчатого пер-
лита. Если избыточны цементит находится в виде
сетки (см. рис. 58), что является дефектом, то перед
этим отжигом предварительно нужно провести норма-
лизацию с нагревом выше Дст (см. рис. 56) для рас-
творения сетки из вторичного цементита с последу-
ющим охлаждением на воздухе или в воздушной струе
для предупреждения выделения этого цементита по
границам зерен аустенита. Нормализацию нередко
проводят с прокатного (ковочного) нагрева.
Стали, близкие по составу к эвтектоидной, имеют
узкий интервал температур нагрева для отжига на
зернистый цементит (750—760 °C), для заэвтектоидных
углеродистых сталей интервал расширяется (770—
790 °C). Легированные заэвтектоидные стали для
получения зернистых карбидов можно нагревать до
более высоких температур (770—820 °C).
Охлаждение до 680—620 °C при сфероидизации мед-
ленное (20 °С/ч) и должно обеспечить распад аустенита
на феррито-карбидную структуру, сфероидизацию и ко-
агуляцию (укрупнение) образовавшихся карбидов.
Широко используют изотермический отжиг (рис. 88).
В этом случае сталь охлаждают до 620—680 °C. Вы-
держка при постоянной температуре, необходимая для
распада переохлажденного аустенита и коагуляции
карбидов, в зависимости от массы отжигаемого металла
составляет 4—6 ч. Затем охлаждение проводят на
воздухе.
Сталь с зернистым перлитом имеет более низкую
прочность и твердость и соответственно более высокие
значения относительного удлинения и поперечного
сужения. Твердость эвтектоидной стали с пла-
стинчатым перлитом НВ 228, а с зернистым НВ 163;
соответственно временное сопротивление 820 и
630 МПа, а относительное удлинение 15 и 20 %. Глав-
ное, что после отжига на зернистый перлит эвтектоид-
ные и заэвтектоидные стали обладают хорошей обраба-
тываемостью резанием, т. е. возможно применение
больших скоростей резания и достигается высокая
чистота поверхности.
Для повышения пластичности сфероидизирующий
отжиг применяют для горячекатаных конструкционных
сталей (0,2—0,4 % С) перед холодным выдавливанием
и высадкой. Стали подвергают аустенизации при 760—
800 °C (в зависимости от марки стали) с последующей
изотермической выдержкой при 680—700 "С 5—10 ч
или замедленному охлаждению (20 °С/ч) до 670 °C.
Отжиг на зернистый цементит проводят в камерных
или проходных печах.
Отжиг нормализационный (нормализация). Норма-
лизация заключается в нагреве доэвтектоидной стали
до температуры, превышающей точку Ас3 на 40—
50 °C, заэвтектоидной выше Лст также на 40—50 °C
(рис. 84), непродолжительной выдержке для прогрева
садки и завершения фазовых превращений и охлажде-
ний на воздухе. Нормализация вызывает полную фазо-
вую перекристаллизацию стали и устраняет крупно-
зернистую структуру, полученную при литье или
прокатке, ковке или штамповке. Нормализацию широко
применяют для улучшения свойств стальных отливок
вместо закалки и отпуска.
Ускоренное охлаждение на воздухе (см.
рис. 86, б, кривая 2) приводит к распаду аустенита
при более низких температурах, что повышает дисперс-
ность феррито-цементитной структуры и увеличивает
количество перлита или точнее сорбита или троостита \
Это повышает прочность и твердость нормализованной
средне- и высокоуглеродистой стали по сравнению
с отожженной.
Нормализация горячекатаной стали повышает
ее сопротивление хрупкому разрушению, что характе-
ризуется снижением порога хладноломкости и повы-
шением работы развития трещины.
Назначение нормализации различно в зависимости
от состава стали. Для низкоуглеродистых сталей нор-
мализацию применяют вместо отжига. При повышении
твердости нормализация обеспечивает большую
производительность при обработке резанием и получе-
ние более чистой поверхности. Для отливок из средне-
углеродистой стали нормализацию с высоким отпуском
применяют вместо закалки и высокого отпуска. В этом
случае механические свойства несколько ниже, но
детали будут подвергнуты меньшей деформации по
сравнению с получаемой при закалке, и вероятность
появления трещин практически исключается.
Нормализацию с последующим высоким отпуском
(600—650 °C) часто используют для исправления струк-
1 Для некоторых высоколегированных сталей охлаждение на воз-
духе по существу является закалкой.
туры легированных сталей вместо полного отжига,
так как производительность и трудоемкость этих двух
операций выше, чем одного отжига.
Нагрев под нормализацию сортового горячекатаного
проката (диаметром 13—15 мм) из конструкционной
легированной стали нередко проводится на специаль-
ных установках током высокой частоты.
Прогпивофлокенная термическая обработка. Фло-
кены представляют собой тонкие трещины округлой
и овальной формы, возникающие вследствие структур-
ных напряжений в стали, насыщенной водородом (более
2 см3 на 100 г металла). Чаще флокены образуются
в процессе охлаждения стали после горячей дефор-
мации.
Наиболее склонны к флокенообразованию легиро-
ванные конструкционные и инструментальные стали,
подшипниковые и реже углеродистые стали.
Для предотвращения образования флокенов необ-
ходимо удалить водород из стали в жидком состоянии
путем вакуумирования или специальной противофло-
кенной термической обработкой.
Противофлокенной термической обработке под-
вергают блюмы, слябы (при прокатке на лист толщиной
<40 мм) или слябы и листы (при конечной толщине
листа >40 мм), крупный сортовой прокат и крупные
поковки из легированных сталей.
В зависимости от состава стали существует много
режимов противофлокенной термической обработки.
Все режимы противофлокенной обработки направлены
на удаление водорода из твердого раствора в интервале
температур, в котором скорость его диффузии в а-фазе
максимальна при повышенной пластичности металла
(640—680 °C). На рис. 90, а в качестве примера при-
ведены режимы противофлокенной обработки поковок
сечением до 700 мм из конструкционных легированных
сталей перлитного класса.
В процессе изотермической выдержки при 640—
660 °C протекает распад аустенита по перлитному
механизму и одновременно диффузия атомов водорода
к границам микропор и другим несплошностям ме-
талла. При последующем медленном охлаждении или
выдержке при 200—350 °C (крупные поковки размером
800—1000 мм) атомы водорода отделяются от границ
пор в сами поры с образованием молекул водорода,
которые, уже не оудучи в твердом растворе, не оказы-
вают охрупчивающего влияния и по разным микро-
каналам или субмикронесплошностям выходят из ме-
талла в атмосферу. Эти процессы и уменьшают флокено-
t,°c
soo
воо
700
£00
500
SOO
300
200
100
О
WC
800
700
£00
500
SOO
300
200
100
0
Рис. 90. Схема противофлокенной обработки легированных ста-
лей перлитного (а) и мартенситного (б) класса
чувствительность. На рис. 90, б дана технологическая
схема противофлокенной обработки поковок из
высоколегированных сталей мартенситного класса. Пе-
реохлажденный аустенит в этих сталях обладает высо-
кой устойчивостью и не претерпевает перлитного пре-
вращения. В этом случае поковки после окончания
штамповки (ковки) накапливают в печи при 500—
600 °C, охлаждают ниже точки Мв для завершения
7 a-превращения и затем нагревают до 620—660 °C,
при этом происходит отпуск стали (распад мартенсита
в феррито-карбидную смесь) и удаление водорода.
Чем выше легированность стали и чем больше сече-
ние заготовки (поковки), тем сложнее схема обработки
и более длительны выдержки. Для поковок из сложно-
легированных сталей иногда дают несколько последо-
вательных отпусков (отжигов) при 640—660 °C с пред-
варительным охлаждением до 150—250 СС. Противо-
флокенную обработку поковок часто совмещают с пол-
ным отжигом, т. е. нагревом до Acs + (20—40 °C),
охлаждением до 300—350 °C (или ниже Л4К = 200—
250 °C для высоколегированных сталей мартенситного
класса), изотермической выдержкой при 640—660 °C
и последующим медленным охлаждением до 300—
400 °C, 30—40 °С/ч и затем 20—15 °C/ч до 100 °C.
Общая продолжительность противофлокенной об-
работки в зависимости от состава стали и размера
поковки составляет 200—1000 ч. Процесс ведут в газо-
вых печах с выкатным подом.
Сортовой прокат из низколегированных сталей чаще
охлаждают на воздухе для протекания у -> а-превра-
щения, после чего нагревают несколько ниже Лсу (660—
700 °C) с последующим охлаждением на воздухе. Иногда
для предотвращения образования флокенов и трещин
ограничиваются замедленным охлаждением металла
после прокатки в неотапливаемых колодцах (25—50
и более часов до 500—200 °C).
3* Закалка и отпуск стали
Закалка заключается в нагреве
стали на 30—50 °C выше Аса для д о э в-
тектоидных сталей или Дсх для з а-
эвтектоидных сталей, выдержке для
завершения фазовых превращений
и последующем охлаждении со ско-
ростью выше критической (рис. 91).
Для углеродистых сталей это охлаждение проводят
чаще в воде, а для легированных — в масле или в дру-
гих средах. Закалка не является окончательной опера-
цией термической обработки. Чтобы уменьшить хруп-
кость и напряжения, вызванные закалкой, и получить
требуемые механические свойства, сталь после закалки
обязательно подвергают отпуску.
Инструментальную сталь в основном подвергают
закалке и отпуску для повышения твердости, износо-
стойкости и прочности, а конструкционную сталь —
для повышения прочности, твердости, получения доста-
точной высокой пластичности и вязкости; для ряда
деталей также и высокой износостойкости.
Объемной закалке и отпуску подвергают многие
детали агломерационного, доменного, сталеплавиль-
ного и прокатного оборудования (разнообразные валы
О Ofy 0,8 1,2 1,6 %С г -г
Рис. 91. Схема закалки стали
и оси, зубчатые колеса и муфты, ролики и звенья цепей,
ножи, правильные ролики и т. д.). Очень широко
объемная закалка применяется во всех видах машино-
строения.
Выбор температуры закалки. Доэвтектоидные стали
нагревают до температуры на 20—30 °C выше точки Ае3
(рис. 91). В этом случае сталь с исходной структурой
перлит (П) + феррит (Ф) при нагреве приобретает
структуру аустенита, которая при последующем охла-
ждении со скоростью выше критической превращается
в мартенсит.
Заэвтектоидные стали нагревают под закалку до
температуры, несколько превышающей Лсу, при
этом образуется аустенит и сохраняется некоторое
количество вторичного цементита. После охлаждения
структура стали состоит из мартенсита и нерастворен-
ных частиц карбидов, обладающих высокой твердостью.
Для многих легированных сталей температура на-
грева под закалку значительно превышает критические
точки Асг и Acs, что определяется малой скоростью
и степенью растворения карбидов, содержащих лети*
рующие элементы в аустените, для получения нужной
степени его легированности. Это повышение темпера-
туры во многих случаях не ведет к заметному росту
зерна, так как нерастворенные частицы карбидов тор-
мозят рост зерна аустенита.
Продолжительность нагрева при аустенитизации
стали. Продолжительность нагрева должна обеспе-
чить прогрев изделия по сечению и завершение фазовых
превращений, но не должна быть слишком большой,
чтобы не вызвать роста зерна и обезуглероживания
поверхностных слоев стали.
Общая продолжительность нагрева тобщ = тс. п +
+ ги. в. гДе ^с. п — продолжительность сквозного
прогрева до заданной (конечной) температуры; об-
условлена формой и размером изделия, их расположе-
нием, типом печи, составом и свойствами стали и т. д.;
*и. в — продолжительность изотермической выдержки
при данной температуре, которая не зависит от формы
и размера изделия и определяется только составом
и исходным состоянием стали.
Значение ти. Е должно быть минимальным (35—75 с
на 1 мм сечения), но обеспечить завершение фазовых
превращений в стали и необходимую концентрацию
углерода и легирующих элементов в аустените.
Фасонный инструмент и детали машин сложных
форм при нагреве под закалку для уменьшения де-
формации рекомендуется предварительно подогревать
в печи при 400—600 °C.
Выбор среды для нагрева при термической обра-
ботке. При нагреве в пламенных или электрических
печах взаимодействие печной атмосферы с поверх-
ностью нагреваемого изделия приводит к окислению
и обезуглероживанию стали.
Для предохранения изделий от окисления и обез-
углероживания в рабочее пространство печи вводят
защитную газовую среду (контролируемые атмосферы).
Чаще применяют эндотермическую атмосферу — услов-
ное обозначение КГ-80 (21 % СО; 40 % Н2; 2 % СН4;
37 % N2) с частичным сжиганием метана (природного
газа) при а = 0,25 в присутствии катализатора. Реко-
мендуется при нагреве под закалку конструкционных
и инструментальных легированных сталей.
В последние годы все шире применяют нагрев
в вакууме (обычно 10—10-1, но иногда до 10-2—Ю"4 Па),
особенно для коррозионностойких, жаропрочных, элек-
тротехнических и специальных сталей и сплавов.
Режущие инструменты, а также детали машин не-
больших размеров чаще нагревают в расплавленных
солях. При правильном выборе состава и тщательном
раскислении ванн в них обеспечивается хорошая за-
щита от окисления и обезуглероживания. Для таких
ванн обычно используют хлористые соли, чаще 70 %
ВаС18 и 30 % NaCl и др.
Охлаждающие среды для закалки. Охлаждение при
закалке должно обеспечивать получение структуры
мартенсита в пределах заданного сечения изделия
(определенную прокаливаемость) и не должно вызывать
закалочных дефектов: трещин, деформаций, коробле-
ния и высоких растягивающих остаточных напряжений
в поверхностных слоях.
Скорость охлаждения выше критической скорости
закалки должна быть в интервале температур Art —AfH
для подавления распада переохлажденного аустенита
в области перлитного и промежуточного превращений
и замедленного охлаждения в интервале температур
мартенситного превращения 7ИН — /Ик. Высокая ско-
рость охлаждения в мартенситном интервале темпера-
тур нежелательна, так как ведет к резкому увеличению
уровня остаточных напряжений и даже к образованию
трещин.
Чаще для закалки используют кипящие жидко-
сти — воду, водные растворы солей и щелочей, масла.
При закалке в этих средах различают три периода:
1) пленочное кипение, когда на поверхности стали
образуется «паровая рубашка». В этот период (до 500—
400 °C) скорость охлаждения сравнительно невелика;
2) пузырьковое кипение (400—100 °C), наступающее
при полном разрушении паровой пленки. В этот период
происходит быстрый отвод тепла;
3) конвективный теплообмен, который отвечает
температурам ниже температуры кипения охлажда-
ющей жидкости. Теплоотвод в этот период происходит
с наименьшей скоростью.
При закалке углеродистой и некоторых низколеги-
рованных сталей, имеющих малую устойчивость пере-
охлажденного аустенита, в качестве охлаждающей
среды применяют воду и водные растворы NaCl или
NaOH.
Вода как охлаждающая среда имеет существенные
недостатки: высокая скорость охлаждения в области
температур мартенситного превращения нередко при-
водит к образованию закалочных дефектов; с повыше-
нием температуры резко ухудшается закалочная спо-
собность.
Наиболее высокой и равномерной охлаждающей
способностью отличаются холодные 8—12 %-ные вод-
ные растворы NaCl и NaOH, которые хорошо зареко-
мендовали себя на практике.
Легированные стали, обладающие высокой устой-
чивостью переохлажденного аустенита, закаливают
в масле; применяют минеральное масло (чаще нефтя-
ное).
Преимуществом масла как закалочной среды яв-
ляется небольшая скорость охлаждения в интервале
температур мартенситного превращения, что снижает
возможность возникновения закалочных дефектов. К не-
достаткам масла как охлаждающей среды следует
отнести повышенную воспламеняемость (температура
вспышки 165—300 °C), недостаточную стабильность и
низкую охлаждающую способность в области темпе-
ратур перлитного превращения, а также повышенную
стоимость его.
Температуру масла следует поддерживать в преде-
лах 60—90 °C (при этом вязкость масла оказывается
минимальной).
Для снижения коробления деталей сложной формы
при закалке в масле применяют охлаждение в штампах
или в специальных приспособлениях.
Закаливаемость и прокаливаемость стали. Под
закаливаемостью понимают способ-
ность стали повышать твердость в ре-
зультате закалки. Закаливаемость стали оп-
ределяется содержанием в стали углерода. Чем боль.вде
в мартенсите углерода, тем выше его твердость. Леги-
рующие элементы оказывают относительно небольшое
влияние на закаливаемость.
Под прокаливаемостью понимают
способность стали получать зака-
ленный слой с мартенситной или
тро о сто-мартенс итной структурой
и высокой твердостью на ту или
иную глубину. Прокаливаемость определяется
критической скоростью охлаждения, зависящей от
состава стали (аустенита). Если действительная ско-
рость охлаждения в сердце-
вине изделия будет превы-
шать критическую скорость
закалки (пк), то сталь полу-
чит мартенситную структу-
ру по всему сечению и бу-
дет иметь сквозную прока-
ливаемость (рис. 92).
Если действительная ско-
рость охлаждения в серд-
цевине изделия будет мень-
ше vK (рис. 92, VK и v'k), то
изделие прокалится только
на некоторую глубину а’
или а" и прокаливаемость
будет неполной. В этом слу-
чае в сердцевине произой-
дет распад аустенита с об-
разованием пластинчатой
феррито-карбидной структу-
ры (троостита, сорбита или
перлита).
3 а
е н
о в
а с
е P
умартенс
о н ы (50 % м а р тен-
ей т а + 50 %
стита). Диаметр заготов-
ки, в центре которой после
закалки в данной охлаждающей среде образуется полу-
мартенситная структура, называют критическим
диаметром DK. Критический диаметр определяет
размер сечения изделия, прокаливающегося насквозь.
Полумартенситную структуру принимают в качестве
критерия прокаливаемости, потому что ее легко опре-
делить по твердости и микроструктуре. Полумартен-
ситная структура во многих случаях не обеспечивает
ваемости от критической ско-
рости закалки v‘. а' и а"—глу-
би на закаленного слоя; ок —
критическая скорость охлажде-
ния углеродистой стали; ок —
W
низколегированной и t>K — вы-
соколегированной несколькими
элементами стали; Ф Н- К —
пластинчатая ферритокарбид-
ная структура (троостит, сор-
бит или перлит)
л
л
Р
в
л
3
глубинузака-
о г о слоя
о п р и н и м
о т
Д о
и т н о
н
н
стояние
X н о с т и
У с-
а ю т
п о-
п о-
й
т р о о-
требуемых механических свойств. Поэтому часто про7
каливаемость определяют по глубине закаленного слоя
со структурой, в которой 95 % мартенсита. При этом
критический диаметр примерно на 25 % меньше крити-
ческого диаметра, определенного по полумартенситной
зоне. Полная прокаливаемость на структуру 99 %
мартенсита составляет ~ 50 % от полумартенситной.
Прокаливаемость стали тем выше,
чем меньше критическая скорость
закалки. Поэтому все факторы, уменьшающие кри-
тическую скорость закалки (повышающие устойчивость
переохлажденного аустенита), увеличивают прокали-
ваемость.
Легированные стали вследствие более высокой устой-
чивости переохлажденного аустенита и соответственно
меньшей критической скорости охлаждения (рис. 92,
?’к, v'k) прокаливаются на большую глубину, чем угле-
родистые. Сильно повышают прокаливаемость марга-
нец, молибден, хром, никель и малые присадки бора
(0,003—0,005 %). Прокаливаемость особенно возра-
стает при одновременном введении в сталь нескольких
легирующих элементов, например хрома и никеля.
Устойчивость переохлажденного аустенита повы-
шается, а критическая скорость закалки уменьшается
только при том условии, если легирующие элементы
растворены в аустените. Если они находятся в виде
частиц карбидов, то они не повышают устойчивости
аустенита и могут ее уменьшить, так как карбиды яв-
ляются готовыми зародышами, облегчающими распад
аустенита. Сильно влияет на прокаливаемость величина
зерна аустенита. В углеродистой стали при укрупне-
нии зерна от номера 6 до номеров 1—2 глубина зака-
ленного слоя возрастает в 2—3 раза. Поэтому возраста-
ние температуры и увеличение длительности нагрева
повышают прокаливаемость.
При сквозной закалке свойства стали и, в частности,
твердость по всему сечению изделия одинаковы. При
несквозной закалке изменение структуры стали по
сечению ведет к уменьшению (оЕ, o0j2, HRC и др.)
механических свойств от поверхности к сердцевине.
При несквозной прокаливаемости отпуск при высокой
температуре уменьшает различие в твердости и ств по
сечению. Однако о0(2, ф и KCVB в сердцевине образца
остаются более низкими. Это объясняется разным ха-
рактером строения феррито-цементитной структуры.
В закаленном слое в результате отпуска мартенсита
образуется более дисперсная феррито-цементитная
структура зернистого строения, а в сердцевине она
более грубая и имеет пластинчатое строение.
Для получения одинаковых и высоких механиче-
ских свойств по всему сечению во многих случаях в про-
V, при 700°С
105 23 73,5 W
Гт—I—I—I i
Рнс. 93. Определение прокаливав»
мости по торцовой пробе:
а — изменение твердости по длине
образца после торцовой закалки;
б — образец и схема его закалки;
в — диаграмма для определения
критического диаметра прокаливае-
мости стали
цессе закалки необходимо обеспечить сквозную про-
каливаемость.
В общем случае прокаливаемость стали определяют
методом торцовой закалки. Цилиндрический образец
определенной формы и размеров (рис. 93, б), нагретый
до заданной температуры, охлаждают водой с торца
на специальной установке. После охлаждения изме-
ряют твердость по длине (высоте) образца. Так как
скорость охлаждения снижается по мере увеличения
расстояния от торца, то будет уменьшаться и твер-
дость.
Результаты испытаний выражают графически в коор-
динатах твердость — расстояние от охлаждаемого
торца. Определив расстояние от торца до участка
с твердостью, соответствующей полумартенситной зоне
(7У/?СЙОМ) данной стали, можно определить критический
диаметр.
На практике с достаточной точностью критический
диаметр может быть определен по графику, представ-
ленному на рис. 93, в.
Прокаливаемость даже одной и той же стали может
колебаться в значительных пределах в зависимости от
изменений химического состава, величины зерна, раз-
мера и формы изделия и многих других факторов.
Поэтому прокаливаемость стали характеризуют не
кривой, а так называемой полосой прокаливаемости.
Способы закалки
Наиболее широкое применение получила закалка в од-
ном охладителе (см. рис. 91, б) Такую закалку назы-
вают и е п р е р ы в-
н о й. Во многих случа-
ях, особенно для изде-
лий сложной формы и
при необходимости
уменьшения деформа-
ции применяют и дру-
гие способы закалки.
Наиболее эффектив-
ны ступенчатая и изо-
термическая закалка
(рис. 94).
Ступенчатая закал-
ка. При выполнении за-
калки по этому способу (рис. 94, а) сталь после нагрева
до температуры закалки охлаждают в среде, имеющей
температуру несколько выше точки Мн (обычно 180—
250 °C), и выдерживают в ней сравнительно короткое
время. Затем изделие охлаждают до комнатной темпе-
ратуры на воздухе. В результате выдержки в закалоч-
ной среде достигается выравнивание температуры по
всему сечению изделия, но это не должно вызывать
превращения аустенита с образованием бейнита.
Мартенситное превращение протекает при охлажде-
нии на воздухе, но менее полно, чем при непрерывной
закалке, вследствие чего сталь сохраняет больше оста-
точного аустенита. При ступенчатой закалке умень-
шаются: объемные изменения вследствие присутствия
большего количества остаточного аустенита и возмож-
ности самоотпуска мартенсита; коробление, поскольку
мартенситное превращение протекает почти одновре-
менно во всем объеме изделия и не возникает опасность
появления трещин.
Во время фазовых превращений, в том числе и мар-
тенситного, снижается прочность стали и повышается
пластичность. Это своеобразное разупрочнение, наблю-
дающееся только в момент превращения (в данном слу-
чае мартенситного), используется при ступенчатой
закалке для правки изделий, склонных к короблению.
Правку, чаще под прессом, выполняют в период охлаж-
дения на воздухе, после извлечения изделий из зака-
лочной среды.
. Ступенчатую закалку применяют для сравнительно
небольших изделий.
Изотермическая закалка. Закалку по этому способу
(рис. 94, б) выполняют в основном так же, как и сту-
пенчатую, но в данном случае предусматривается более
длительная выдержка выше точки 7ИП. При такой вы-
держке происходит распад аустенита с образованием
нижнего бейнита.
У большинства легированных сталей, для которых
применяется изотермическая закалка, распад аусте-
нита в промежуточной области не идет до конца. Если
аустенит, не распавшийся при изотермической вы-
держке, не претерпевает мартенситного превращения
при дальнейшем охлаждении, то сталь получает струк-
туру бейнита и 10—20 % остаточного аустенита, обо-
гащенного углеродом. При такой структуре достигается
высокая прочность при достаточной вязкости. Если же
большая часть аустенита, не распавшегося после окон-
чания промежуточного превращения, при последующем
охлаждении претерпевает мартенситное превращение,
то изотермической закалкой резко снижается пластич-
ность.
Конструкционные легированные стали (0,3—0,5 % С)
приобретают оптимальные механические свойства в ре-
зультате изотермической закалки с выдержкой в ниж-
ней части промежуточной зоны изотермического распада
аустенита (несколько выше точки Л4И). Повышение
температуры выдержки (распада аустенита) в проме-
жуточной зоне снижает пластичность и вязкость.
В качестве охлаждающей среды при ступенчатой и
изотермической закалках используют расплавленные
соли; в интервале температур 150—500 °C чаще при-
меняют 55 % КЫО2 и 45 % NaNO2 (или NaNO3),
а также расплавленные щелочи (20 % NaOH и
80 % КОН). Чем ниже температура соли (щелочи), тем
.выше скорость охлаждения в ней. Добавление воды
(3—5 %) в расплавы едких щелочей вызывает кипение
и увеличение скорости охлаждения в области темпе-
ратур перлитного превращения (воду можно добавлять,
только используя специальные приспособления).
Охлаждение в расплавах едких щелочей, если пред-
варительно детали нагревались в расплавленных солях,
не вызывающих окисления, позволяет получить чистую
поверхность светлосерого цвета. Закалку по этому
способу называют светлой.
Обработка стали холодом. Для уменьшения коли-
чества остаточного аустенита, снижающего твердость
закаленной стали, применяют обработку холодом. Ее
применяют для сталей, температура окончания мартен-
ситного превращения (7ИК) в которых лежит ниже
нуля (см. рис. 76).
Понижение температуры до точки Мк (—30) ~
(—70 °C) для большинства сталей вызывает превра-
щение остаточного аустенита в мартенсит, что повышает
твердость стали, содержащей 0,8—1,1 % С, на НЕС
1—3. Однако одновременно возрастают напряжения.
Поэтому изделия охлаждают медленно и сразу после
обработки холодом выполняют отпуск.
Обработку холодом выполняют сразу после закалки
во избежание стабилизации аустенита.
Отпуск стали. Отпуск заключается
в нагреве закаленной стали до тем-
пературы ниже Ас1г выдержке при за-
д а н н о й т е м п е р а т у р е и последующем
охлаждении с определенной скоро-
стью. Отпуск является окончательной операцией
термической обработки, в результате которой сталь
получает требуемые механические свойства. Кроме того,
отпуск полностью или частично устраняет внутренние
напряжения, возникающие при закалке. Эти напряже-
ния снимаются тем полнее, чем выше температура
отпуска.
Скорость охлаждения после отпуска также оказы-
вает большое влияние на величину остаточных напря-
жений. Чем медленнее охлаждение, тем меньше оста-
точные напряжения. По этой причине изделия сложной
формы во избежание их коробления после отпуска при
высоких температурах следует охлаждать медленно,
а изделия из легированных сталей, склонных к обра-
тимой отпускной хрупкости, после отпуска при 500—
650 °C во всех случаях следует охлаждать быстро.
Основное влияние на свойства стали оказывает
температура отпуска. Различают три вида отпуска.
Низкотемпературный (низкий) от-
пуск проводят с нагревом до 250 °C. При этом сни-
жаются внутренние напряжения, мартенсит закалки
переходит в отпущенный мартенсит, повышается проч-
ность и немного улучшается вязкость, без заметного
снижения твердости. Закаленная сталь (0,5—1,3 % С)
после низкого отпуска сохраняет твердость в пределах
HRC 58—63, а следовательно, высокую износостой-
кость. Однако такое изделие (если оно не имеет вязкой
сердцевины) не выдерживает значительных динамиче-
ских нагрузок.
Низкотемпературному отпуску подвергают режу-
щий и измерительный инструмент из углеродистых и
низколегированных сталей, а также детали, претерпев-
шие поверхностную закалку, цементацию, цианирова-
ние или нитроцементацию. Продолжительность отпуска
обычно 1—2,5 ч, а для изделий больших сечений и
измерительных инструментов назначают более дли-
тельный отпуск.
Среднетемпературный (средний)
отпуск выполняют при 350—500 °C и применяют
главным образом для пружин и рессор, а также для
штампов. Такой отпуск обеспечивает высокий предел
упругости, предел выносливости и релаксационную
стойкость. Структура стали после среднего отпуска —
троостит отпуска или троосто-мартенсит; твердость
стали HRC 40—50. Температуру отпуска надо выби-
рать таким образом, чтобы не вызвать необратимой
отпускной хрупкости.
Высокотемпературный (высокий)
отпуск проводят при 500—680 СС. Структура стали
после высокого отпуска — сорбит отпуска. Высокий
отпуск создает наилучшее соотношение прочности и
вязкости стали.
Закалка с высоким отпуском по сравнению с норма-
лизованным или отожженным состоянием одновременно
повышает ов и сг0,2, 6 и ф, а также KCU. Термическую
обработку, состоящую из закалки и высокого отпуска,
называют улучшением.
Улучшению подвергают среднеуглеродистые (0,3—
0,5 % С) конструкционные стали, к которым предъяв-
ляются высокие требования к пределу текучести, пре-
делу выносливости и ударной вязкости. Улучшение
значительно повышает конструктивную прочность
стали, уменьшая чувствительность к концентраторам
напряжений, работу развития трещины, снижает тем-
пературу верхнего и нижнего порога хладноломкости.
Отпуск при 550—600 °C в течение 1—2 ч почти
полностью снимает остаточные напряжения, возник-
шие при закалке. В зависимости от габаритных разме-
ров изделия длительность высокого отпуска состав-
ляет 1,0—6 ч.
Закалке с высоким отпуском (600—700 °C) на ме-
таллургических заводах подвергают низкоуглероди-
стую и низколегированную толстолистовую сталь, что
повышает ее сопротивление хрупкому разрушению и
уменьшает склонность к старению.
4. Термомеханическая обработка стали
На металлургических заводах все шире применяется
термомеханическая обработка (ТЛЮ), которая позволяет
повысить механические свойства по сравнению с полу-
ченными при обычной закалке и отпуске.
Термомеханическая обработка заключается в соче-
тании пластической деформации стали в аустенитном
состоянии с ее закалкой. Формирование структуры
закаленной стали при ТЛЮ происходит в условиях
повышенной плотности дислокаций, обусловленных ус-
ловиями горячей (теплой) деформации. Различают два
основных способа термомеханической обработки.
По первому способу, называемому высокотем-
пературной термомеханической об-
работкой (ВТМО), сталь деформируют при тем-
пературе выше точки Acs (рис. 95, а), при которой сталь
имеет аустенитную структуру. Степень деформации
составляет 30—50 %. После деформации сразу же
проводят закалку во избежание развития рекристал-
лизации.
По второму способу, называемому низкотем-
пературной термомеханической об-
работкой (НТМО), сталь деформируют в темпе-
р атур нои зоне существования переохлажденного аусте-
нита в области его относительной устойчивости (400—
600 °C); температура деформации должна быть выше
точки М.л, но ниже температуры рекристаллизации
(рис. 95, б). Степень деформации обычно составляет
Время —*-
Рис. S5. Схема термомеханической обработки:
а — ВТМО; б — НТМО
75—95 %. Закалку осуществляют сразу после дефор-
мации. После закалки в обоих случаях следует низко-
температурный отпуск (200—300 °C). Такая комбини-
рованная ТМО позволяет получить очень высокую
прочность (оБ = 2200 — 3000 МПа) при хорошей пла-
стичности и вязкости (6 = 64-8% и ф — 50—60 %).
После обычной закалки и низкого отпуска оБ не
превышает 2000—2200 МПа, а 6 = 34-4%.
Очень важно, что одновременно с повышением проч-
ности после ТМО возрастает пластичность.
Наибольшая прочность (oR = 2600 4- 3000 МПа) до-
стигается при деформации переохлажденного аусте-
нита, т. е. при обработке НТМО. Деформация в об-
ласти высоких температур (ВТМО) не создает' столь
высокого упрочнения (ов = 2200 4- 2400 МПа). По-
видимому, это объясняется тем, что при высоких тем-
пературах невозможно избежать хотя бы частичной
рекристаллизации. Низкотемпературную термомехани-
ческую обработку можно рассматривать как холодную
обработку давлением, так как она проводится ниже
температуры рекристаллизации. Однако ВТМО повы-
шает ударную вязкость, трещиностойкость, понижает
порог хладноломкости и чувствительности к отпускной
хрупкости. Кроме того, деформация при высоких тем-
пературах протекает при меньших усилиях и является
поэтому более технологичной операцией. Поэтому ВТМО
применяется чаще, чем НТМО.
Дислокационная структура, формирующаяся в ау-
стените при деформации после закалки, «наследуется»
мартенситом.
Высокие механические свойства после термической
обработки объясняются большой плотностью дислока-
ций в мартенсите, дроблением его кристаллов на отдель-
ные фрагменты размером в доли микрона со взаимной
разориентировкой до 10—15°. Повышенная пластич-
ность, высокое сопротивление распространению тре-
щины связаны с более легкой релаксацией пиковых
напряжений благодаря повышенной плотности подвиж-
ных дислокаций.
5. Упрочняющая термическая обработка
сортового проката
В последние годы получила развитие упрочняющая
термическая обработка — закалка с прокатного на-
грева сортового проката (различные профили, листы,
трубы, рельсы и т. д.) из низкоуглеродистых и некото-
рых низколегированных сталей. Закалку проводят
сразу по выходе металла из клетей прокатного стана.
При закалке с прокатного нагрева охлаждение осу-
ществляют в специальных устройствах с форсунками-
спрейерами, в которые вода подается под высоким дав-
лением, что обеспечивает интенсивное охлаждение.
Низкоуглеродистые стали обладают малой устой-
чивостью переохлажденного аустенита (высокой кри-
тической скоростью закалки), поэтому после закалки
мартенсит, как правило, не образуется. Однако быстрое
охлаждение вызывает сильное переохлаждение аусте-
нита, что уменьшает количество избыточного феррита
и приводит к образованию тонкой феррито-цементитной
(троостит, сорбит), или бейнитной (низколегированные
стали) структуры.
После закалки следует отпуск в специальных печах
или чаще самоотпуск за счет тепла, сохранившегося
при неполном охлаждении при закалке (прерванное
охлаждение). После термической обработки с прокат-
ного нагрева низколегированных сталей возможно
повышение механических свойств по сравнению с по-
вторным нагревом, поскольку при быстром охлажде-
нии динамическая рекристаллизация проходит неполно
и бейнит унаследует высокую плотность дислокаций,
образовавшихся в деформированном аустените (эффект
ВТМО).
Упрочнение сортового проката закалкой с прокат-
ного нагрева повышает временное сопротивление по
сравнению с горячекатаным состоянием в 1,5—2,0 раза
при сохранении высокой пластичности, вязкости и
пониженном пороге хладноломкости. Одновременно
повышается и предел выносливости. Термическая об-
работка с прокатного нагрева при изготовлении машин
и металлических конструкций позволяет сэкономить
10—50 % металла, дает экономию энергетических ре-
сурсов и позволяет в ряде случаев заменить низколе-
гированные стали на термически упрочненные углеро-
дистые стали.
Упрочняющая термическая обработка арматурных
сталей проводится как с прокатного нагрева, так и
с использованием электроконтактного нагрева.
6. Дефекты, возникающие при закалке стали
К основным дефектам, которые могут возникнуть при
закалке стали, относятся трещины в изделии — внут-
ренние или наружные, деформации и коробление.
Трещины. Трещины возникают при закалке
в тех случаях, когда внутренние растягивающие на-
пряжения, возникающие в результате мартенситного
превращения, превышают сопротивление стали разру-
шению. Трещины образуются при температурах ниже
точки М„, чаще после охлаждения. Склонность к обра-
зованию трещин возрастает с увеличением в стали
содержания углерода, повышением температуры за-
калки и увеличением скорости охлаждения в темпера-
турном интервале мартенситного превращения.
Другой причиной образования трещин является
наличие в изделии концентраторов напряжений (рез-
кое изменение сечения изделия или местные вырезки,
углубления, выступы и т. д.).
Трещины — неисправимый дефект. Для предупреж-
дения их образования рекомендуется: при конструи-
ровании изделий избегать резких выступов, заострен-
ных углов, резких переходов от толстых сечений к тон-
ким и т. д.; закалка с возможно более низких темпера-
тур для деталей, прокаливающихся полностью; мед-
ленное охлаждение в мартенситном интервале темпе-
ратур, достигаемое ступенчатой закалкой; изотермиче-
ская закалка и выполнение отпуска немедленно после
закалки.
Деформация и коробление. Деформа-
ция, т. е. изменение размеров и формы изделий, проис-
ходит при термической обработке в результате терми-
ческих и структурных напряжений под действием неод-
нородных объемных изменений, вызванных неравно-
мерным охлаждением и фазовыми превращениями.
Несимметричную деформацию изделий в практике
часто называют короблением (п 6 в од к о й).
Оно наблюдается при неравномерном и чрезмерно вы-
соком нагреве под закалку, неправильном положении
детали при погружении в закалочную среду и высокой
скорости охлаждения в мартенситном интервале тем-
ператур. Исключение этих причин значительно умень-
шает коробление.
Коробление труднее устранить в длинных и тонких
изделиях. Для уменьшения его такие детали охлаждают
при закалке в зажатом состоянии (в штампах, прессах
и приспособлениях). В момент протекания мартенсит-
ного превращения сталь разупрочняется; в таком со-
стоянии она легко правится в штампе.
Размеры изделия после закалки даже при отсутствии
коробления не совпадают с исходными значениями.
Вызываемую этими изменениями деформацию можно
уменьшить подбором соответствующего состава стали
и условий термической обработки.
7. Поверхностная закалка стали
При поверхностной закалке на не-
которую (заданную) глубину зака-
ливается только поверхностный
слой, тогда как сердцевина изде-
лия остается незакаленной.
Основное назначение поверхностной закалки: по-
вышение твердости, износостойкости и предела вынос-
ливости обрабатываемого изделия. Сердцевина изделия
остается вязкой и воспринимает ударные нагрузки.
В практике более часто применяют поверхностную
закалку с индукционным нагревом током высокой ча-
стоты (т. в. ч.), а для крупных деталей закалку с на-
гревом газовым пламенем.
Закалка с индукционного нагрева
Индукционный нагрев для термической обработки был
впервые предложен в 1935 г. В. П. Вологдиным.
Индукционный нагрев происходит вследствие теп-
лового действия тока, индуктируемого в изделии,
помещенном в переменное магнитное поле.
Для нагрева изделие устанавливают в индуктор
(соленоид), представляющий собой один или несколько
витков пустотелой водоохлаждаемой медной трубки
или шины (рис. 96). Переменный ток, протекая через
индуктор, создает переменное магнитное поле. В ре-
зультате явления индукции в поверхностном слое воз-
никают вихревые токи, и в слое обрабатываемого изде-
лия происходит выделение джоулева тепла. Плотность
индуктированного переменного тока по сечению про-
водника (нагреваемого изделия) неодинакова. Ток про-
ходит в основном в поверхностном слое проводника.
Это явление называется поверхностным эф-
фектом. Около 90 % тепла выделяется в слое тол-
щиной х, см, который находится в следующей зависи-
мости от частоты тока /, Гц, магнитной проницаемости
jx, Гс/Э, и электросопротивления р, Ом -см, нагреваемого
металла: х = 5000 у4р/р/.
Глубина проникновения тока увеличивается с по-
вышением температуры и наиболее резко возрастает
при температуре, лежащей выше точки Кюри (768 °C),
вследствие резкого уменьшения магнитной проницае-
мости при переходе стали из ферромагнитного в пара-
магнитное состояние. Одновременно уменьшается ско-
рость нагрева, что нужно учитывать при установлении
режима нагрева. Скорость нагрева в области темпера-
тур фазовых превращений (Лц и Аа для доэвтектоидной
стали) составляет 30—300 °С/с.
Для закалки при поверхностном нагреве приме-
няют сравнительно большую удельную мощность (5—
20 МВт/м2), и поэтому время нагрева незначительно:
2—50 с.
Рис. 96. Индукционный нагрев:
a — схема индукционного иагрева; б —- закалка при одно-
временном нагреве всей поверхности; / — деталь; 2 — ин-
дуктор; 3 •— спрейер; 4 — силовые линии магнитного поля
Для получения слоя толщиной 1,0 мм оптимальная
частота тока составляет 50 000—60 000 Гц, для слоя
2,0 мм ~15 000 Гц и для слоя 4,0 мм ~4000 Гц.
Однако уже на частотах звукового диапазона (2000—
8000 Гц) можно проводить поверхностный нагрев и
закалку на глубину 1—2 мм. Глубина закалки примерно
равна глубине нагрева до температуры выше критиче-
ской точки; глубинные слои детали нагреваются ниже
критических точек и при охлаждении не упрочняются.
Так как металлургическое оборудование в основном
состоит из крупногабаритных деталей, толщина зака-
ленного слоя обычно составляет от 2—3 до 5—8 мм и
более. Поэтому частоту тока чаще принимают 2,5—
8 кГц. Слой толщиной до 3—5 мм можно получить и
на радиочастотах путем удлинения цикла нагрева;
в этом случае тепло поступает за счет теплопроводности.
Как источник электропитания используют машин-
ные и реже ламповые генераторы. Машинные генераторы
имеют частоту от 1000 до 10 000 Гц при мощности 60—
1000 кВт, а ламповые генераторы — частоту до
100 000 Гц и мощность от 5 до 220 кВт. Закалку при
нагреве ТВЧ осуществляют на специальных установ-
ках, которые обычно механизированы и автоматизи-
рованы.
При больших скоростях нагрева превращение пер-
лита в аустенит сдвигается в область высоких темпе-
ратур (см. рис. 68). Поэтому температура закалки при
индукционном нагреве выше, чем при нагреве в печах,
где скорость нагрева не превышает 1,5—3,0 °С/с. Чем
больше скорость нагрева в районе фазовых превраще-
ний, тем выше должна быть температура для достаточно
полной аустенитизации и получения при охлаждении
оптимальной структуры (мелкокристаллический мар-
тенсит) и максимальной твердости.
Так, при печном нагреве температура закалки стали
с 0,4 % С составляет 840—860 °C, при индукционном
нагреве со скоростью нагрева 250 °С/с 880—920 °C,
а при 500 °С/с 980—1020 °C.
Охлаждающую жидкость (воду, эмульсию) для
закалки обычно подают через душевое устройство —
спрейер (рис. 96, б).
После закалки с индукционным нагревом изделия
подвергают низкому отпуску при 160—200 °C, нередко
и самоотпуску. В этом случае при закалке охлаждение
проводят не до конца, и в детали сохраняется некоторое
количество тепла, нагревающего закаленный слой до
температур отпуска.
Для поверхностной индукционной закалки приме-
няют стали, содержащие 0,4—0,5 % С, которые после
закалки имеют высокую твердость (HRC 55—60), сопро-
тивляемость износу; они не склонны к хрупкому раз-
рушению.
В последние годы в СССР получает распростране-
ние поверхностная закалка при глу-
бинном индукционном нагреве. В этом
случае глубина нагрева до надкритических температур
больше, чем глубина закалки (прокаливаемость). Де-
тали, имеющие тонкое сечение, нагреваются насквозь.
Глубина закалки, таким образом, определяется не
глубиной нагрева, а прокаливаемостью стали. Поэтому
для поверхностной закалки применяемая сталь должна
прокаливаться на меньшую глубину, чем глубина
нагрева.После закалкинаповерхностиобразуется
мартенсит (HRC 60), а в сердцевине — сорбит или
троостит, что значительно упрочняет ее.
, ' Для глубинного нагрева используют специально
разработанные стали пониженной и регламентирован-
ной прокаливаемости (РП). Это достигается ограниче-
нием содержания примесей (Si, Мп, Сг, Ni и др.), полу-
чением мелкого и устойчивого зерна аустенита, нали-
чием в стали нерастворимых частиц AIN, TiC и др.
Применяют стали пониженной прокаливаемости (55ПП),
содержащей 0,55—0,63 % С и ~ 0,5 % примесей
(Si, Мп, Сг, Ni и др.) и регламентированной прокали-
ваемости (47ГТ) (0,44—0,51 % С; 0,9—1,2 % Мп;
0,06—0,12 % Ti).
Необходимость нагрева на большую глубину тре-
бует невысокой концентрации энергии в зоне на-
грева, поэтому удельная мощность составляет 0,05—
0,2 кВт/см2, что меньше, чем в случае поверхностной
закалки при поверхностном нагреве. Скорость нагрева
в области температур фазовых превращений составляет
2—10 °С/с, время нагрева 20—100 с. Частота тока
2 500—10 000 Гц.
После закалки с индукционного нагрева действи-
тельное зерно аустенита значительно мельче (баллы 10—
12), чем при обычной закалке с печным нагревом (баллы
7—8). Мелкое зерно получается вследствие большой
скорости нагрева и отсутствия выдержки при нагреве.
При поверхностной закалке, в том числе и с глубин-
ным нагревом, сильно повышается сопротивление уста-
лостному разрушению. Предел выносливости повы-
шается на 80—100 % при испытании образцов с над-
резом и на 25—30 % при испытании гладких об-
разцов.
Индукционный нагрев позволяет сократить дли-
тельность термической обработки, а следовательно,
увеличить производительность труда; получить изде-
лия без окалины, что снижает припуски на дальнейшую
обработку, и уменьшить деформацию и коробление
изделий в процессе термической обработки. Наряду
с этим индукционная закалка создает условия для авто-
матизации процесса и обеспечивает возможность вы-
полнения термической обработки непосредственно в по-
точной линии механической обработки без разрыва
технологического цикла.
Закалка с индукционного нагрева находит широкое
применение в промышленности. Более 500 наименова-
ний металлургического оборудования подвергается за-
калке при индукционном нагреве (например, различ-
ные шестерни, валики холодной прокатки, колеса и
тормозные шкивы кранов, различные цилиндрические
детали и т. д.).
Закалка с газопламенным нагревом. Этот способ за-
калки применяют для крупных изделий (прокатных
валков, валов и т. д.). Поверхность детали нагревают
газовым пламенем, имеющим высокую температуру
(2400—3150 °C). Вследствие подвода значительного ко-
личества тепла поверхность изделия быстро нагревается
до температуры закалки, тогда как сердцевина детали
не успевает нагреться. Последующее быстрое охлажде-
ние обеспечивает закалку поверхностного слоя. В ка-
честве горючего применяют ацетилен, светильный и
природный газы, а также керосин. Для нагрева исполь-
зуют щелевые горелки (имеющие одно отверстие в форме
щели) и многопламенные.
Толщина закаленного слоя обычно составляет
2—4 мм, а его твердость HRC 50—56. В тонком поверх-
ностном слое образуется мартенсит, а в нижележащих
слоях троосто-мартенсит. Пламенная закалка вызывает
меньшие деформации, чем объемная, и из-за большой
скорости нагрева сохраняет более чистую поверхность.
Закалка при газопламенном нагреве достаточно
широко применяется для упрочнения металлургиче-
ского оборудования (валок коксовой дробилки, ролики
для правки листов и шпунта, валки привода стана 500,
шестерни рудного перегружателя и др.)-
Поверхностная закалка при нагреве лазером. Ла-
зеры — оптические квантовые генераторы — позволяют
получить очень высокую концентрацию энергии. При-
менение лазеров для термической обработки основано
на трансформации световой энергии в тепловую. За-
калка при нагреве лазером проводится при удельной
мощности 103—5-104Вт/см2 при времени воздействия
на поверхность 10~2 с. Используются технологические
лазеры импульсного и непрерывного действия При
импульсном излучении воздействие осуществляется в
гочке, при непрерывном — в полосе шириной до 3 мм.
Поэтому для обработки поверхности необходимо
передвигать (скандировать) луч с взаимным перекры-
тием или без перекрытия предварительно упрочненных
зон. Лазеры непрерывного излучения обеспечивают
высокую производительность, равномерность упрочне-
ния и позволяют обрабатывать любой профиль поверх-
ности со скоростью 100—10 000 мм/мин. Толщина упроч-
ненного слоя составляет 0,3—1,0 мм. Закалка нагретых
участков осуществляется путем интенсивного отвода
тепла в глубь обрабатываемого изделия (самозакалка).
Скорость охлаждения при нагреве без оплавления
(5—10)-103°С/с, а в зоне расплавления до 10е °С/с, что
значительно больше скорости охлаждения при обычной
закалке.
После закалки структура упрочненного слоя на
стали с 0,35—0,45 % С состоит из з о н ы п л а в л е-
н и я, представляющей собой дендритные кристаллы
мартенсита (Н V 800—850); зоны термического
влияния (нагрев выше Л3), состоящий из мартен-
сита с твердостью HV 800.
При нагреве без расплавления эта зона отсутствует.
Нижняя граница слоя определяется зоной неполной
закалки (нагрев в интервале температур со
структурой мартенсита и феррита); зоны отпуска
с пониженной твердостью HV 500—650 и далее следует
сердцевина с исходной структурой.
Лазерная обработка успешно применяется для по-
верхностного упрочнения чугунов. Благодаря оплав-
лению поверхности и образованию ледебуритной эвте-
ктики (отбел чугуна) и мартенситного подслоя твердость
на поверхности достигает HV 750—900.
Закалка при нагреве лазером — перспективный ме-
тод поверхностного упрочнения сложных изделий,
долговечность которых лимитируется износостойко-
стью и усталостной прочностью, когда закалка их дру-
гими методами затруднена.
Глава ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ
XII ОБРАБОТКА СТАЛИ
1. Общая характеристика процессов
химико-термической обработки стали
Химико-термической обработкой на-
зывают поверхностное насыщение
стали соответствующими элементами
или жидкой среде, легко
Рис. 97. Схема зависимости тол-
щины диффузионного слоя х от
продолжительности насыщения (а)
и температуры (б):
/ — диффузия элементов, образу-
ющих твердый раствор замещения
(Сг, Al, Si и др.); 2 — диффузия
элементов, образующих твердый рас-
твор внедрения (С, N и др.)
(например, углеродом, азотом, алюми-
нием, хромом и др.) путем его диффузии
в атомарном состоянии из внешней
среды при высокой температуре. Хи-
мико-термическая обработка заключается в нагреве
изделия до заданной температуры в твердой, газовой
выделяющей диффундирую-
щий элемент в атомарном
состоянии, выдержке при
этой температуре и после-
дующем охлаждении. В от-
личие от термической
обработки химико-терми-
ческая обработка изменяет
не только структуру, но и
химический состав поверх-
ностных слоев, что позво-
ляет в более широких пре-
делах менять свойства
стали.
Процесс химико-тер-
мической обработки сос-
тоит из трех элементар-
ных стадий: 1) выделения диффундирующего эле-
мента в атомарном состоянии в результате реак-
ций, протекающих в насыщающей среде; 2) кон-
тактирования атомов диффундирующего элемента с по-
верхностью стального изделия и проникновения (рас-
творения) в решетку железа (адсорбция); 3) диффузии
атомов насыщающего элемента в глубь металла.
Скорость диффузии атомов насыщающего элемента
в решетку железа неодинакова и зависит от состава
и строения образующих фаз. При насыщении углеро-
дом или азотом, составляющим с железом твердые
растворы внедрения, диффузия протекает быстрее, чем
при насыщении металлами, образующими твердые рас-
творы замещения.
Поэтому при диффузионном насыщении металлами
процесс ведут при более высоких температурах и дли-
тельно, несмотря на это, получают меньшую толщину
слоя, чем при насыщении азотом и особенно углеродом
(рис. 97).
Толщина диффузионного слоя х в зависимости от
продолжительности процесса т при данной температуре
обычно выражается параоолическоизависимостью
(рис. 97, а). Следовательно, с течением времени ско-
рость увеличения толщины слоя непрерывно умень-
шается. Чем выше температура, тем больше толщина
слоя за данный отрезок времени (рис. 97, б). Толщина
диффузионного слоя при прочих равных условиях тем
больше, чем выше концентрация диффундирующего
элемента на поверхности металла.
При определении толщины диффузионного слоя,
полученного при насыщении железа (стали) тем или
другим элементом, обычно указывается не полная
толщина слоя с измененным составом, а только глубина
до определенной твердости или структуры (эффектив-
ная толщина).
2. Цементация стали
Цементацией называется процесс
насыщения поверхностного слоя
стали углеродом. Различают два основных
вида цементации: твердыми углеродсодержащими сме-
сями (карбюризаторами) и газовую.
Цементацию с последующей закалкой и отпуском
применяют для повышения работоспособности деталей
металлургических машин (всевозможные шестерни, зуб-
чатые муфты и втулки, пальцы,втулки и ролики шлеп-
перов и т. д.), испытывающих в процессе эксплуатации
статические, динамические и переменные нагрузки и
подверженных изнашиванию.
Для цементации обычно используют низкоуглеро-
дистые стали (0,1—0,18 % С). Для крупногабаритных
деталей применяют стали с более высоким содержанием
углерода (0,2—0,3 %). Выбор таких сталей необходим
для того, чтобы сердцевина изделия, не насыщающаяся
углеродом при цементации, сохраняла высокую вяз-
кость после закалки.
Для цементации детали поступают после механиче-
ской обработки нередко с припуском на шлифование
0,05—0,10 мм. Во многих случаях цементации подвер-
гается только часть детали, тогда участки, не подлежа-
щие упрочнению, защищают тонким слоем меди (0,02—
0,04 мм), которую наносят электролитическим спосо-
бом или изолируют специальными обмазками, состоя-
щими из смеси огнеупорной глины, песка и асбеста,
замешанных на жидком стекле, и др.
Цементованный слой имеет переменную концентра-
цию углеродов по глубине, убывающем от поверхности
к сердцевине детали (рис. 98, а). В связи с этим после
Рис. 98. Схема распределения углерода и макроструктура распределен
пня углерода по толщине цементов а иного слоя:
1 — заэмтектопдная зона (темные участки — перлит, Селая сетка — це-
ментит); 2 — эвтектоидная зона (практически один перлит); 3 — доэв-
тектоидная зона (темные участки — перлит, светлые — феррит), ХЗОО
медленного охлаждения в структуре цементованного
слоя можно различить (от поверхности к сердцевине)
три зоны (рис. 98, б): заэвтектоидную (/), состоящую
из перлита и вторичного цементита, образующего сетку
по бывшему зерну аустенита; эвтектоидную (2) из од-
ного пластинчатого перлита и доэвтектоидную зону (3)
из перлита и феррита.
За э ф ективную толщину цементован-
ного слоя обычно принимают сумму заэвтектоидной,
эвтектоидной и половины переходной (доэвтектоидной)
зон — ДО 0,40—0,45 % С (рис. 98, б) или после закалки
толщину до твердости Н7?С 50 или HV 500—600.
Концентрация углерода в поверхностном слое дол-
жна составлять 0,8—1,0 %. Для получения максималь-
ного сопротивления контактной усталости содержание
углерода может быть повышено до 1,1—1,2 %. Более
высокая концентрация углерода вызывает ухуд-
шение механических свойств цементуемого из-
делия.
Цементация твердым карбюризатором. В этом про-
цессе насыщающей средой является твердый карбю-
ризатор — древесный уголь (дубовый или березовый)
в зернах 3,5—10 мм. Для ускорения процесса цемен-
тации к древесному углю добавляют активизаторы;
углекислый барий (ВаСО3) и кальцинированную соду
(Na2CO3) в количестве 10—40 % от массы угля. Широко
применяемый карбюризатор состоит из древесного угля,
20—25 % ВаСО3 и до 3,5 % СаСО3. Рабочую смесь для
цементации составляют из 25—35 % свежего карбю-
ризатора и 65—75 % отработанного; содержание ВаСО3
в такой смеси составляет 5—7 %.
Изделия, подлежащие цементации, после предвари-
тельной очистки укладывают в ящики: сварные сталь-
ные или реже литые чугунные прямоугольной или ци-
линдрической формы. При упаковке изделий на дно
ящика насыпают и утрамбовывают слой карбюризатора
толщиной 20—30 мм, на который укладывают первый
ряд деталей, выдерживая расстояния между деталями
и до боковых стенок ящика 10—15 мм. Засыпают и
утрамбовывают ряд деталей и т. д. Последний (верхний)
ряд деталей засыпают слоем карбюризатора толщиной
35—40 мм с тем, чтобы компенсировать возможную его
усадку. Ящик накрывают крышкой, кромки которой
обмазывают огнеупорной глиной или смесью глины и
речного песка, разведенных на воде до тестообразного
состояния. После этого ящик помещают в печь. Тем-
пература цементации 910—930 °C.
Продолжительность выдержки при рабочей темпе
ратуре зависит от требуемой толщины слоя и размеров
ящика. Для получения слоя толщиной 0,7—1,5 мм
выдержка составляет 6—15 ч.
После цементации ящики охлаждают на воздухе до
400—500 °C и затем раскрывают.
При цементации стали используют атомарный угле-
род, который образуется следующим образом. В цемен-
тационном ящике имеется воздух, кислород которого
при высокой температуре взаимодействует с углеродом
карбюризатора, образуя СО. При этом СО в присутствии
железа диссоциирует по уравнению 2СО -> СО2 ф- Сат.
Углерод, выделяющийся в результате этой реак-
ции, в момент его образования является атомарным и
диффундирует в аустенит: Сат -> Fev -> Fev (С) —
аустенит. Добавление углекислых солей сильно акти-
визирует карбюризатор, обогащая атмосферу в цемен-
тационном ящике СО: ВаО3 ф- С -> ВаО ф- 2СО.
Газовая цементация. Газовую цементацию осуще-
ствляют нагревом изделия в среде газов, содержащих
углерод. Газовая цементация имеет ряд преимуществ
по сравнению с цементацией в твердом карбюризаторе.
Поэтому ее широко применяют на заводах, изготавли-
вающих детали массовыми партиями.
В случае газовой цементации можно точно получить
заданную концентрацию углерода в слое; сокращается
длительность процесса, так как отпадает необходимость
прогрева ящиков, наполненных малотеплопроводным
карбюризатором; обеспечивается возможность полней
механизации и автоматизации процессов и значительно
упрощается последующая термическая обработка изде-
лий, так как можно проводить закалку непосредственно
из цементационной печи.
Основной реакцией, обеспечивающей науглерожи-
вание при газовой цементации, является диссоциация
СО:
2СО -> СО2 + Сат;
Сат -> Fev —> Fev (С) — аустенит.
Газовую цементацию часто выполняют в безмуфель-
ных или муфельных печах непрерывного действия,
а также в шахтных печах периодического действия.
При выполнении процесса в шахтных печах для цемен-
тации применяют керосин, синтин, спирты и т. д.,
каплями подаваемые в печь. Высокая термическая устой-
чивость и хорошая испаряемость жидких углеводородов
(керосина, синтина и др.) позволяют в одном рабочем
пространстве совместить получение газа и процесс
цементации.
В печах непрерывного действия применяют эндо-
термическую контролируемую атмосферу, в которую
добавляют до 5 % природного газа. Основное преиму-
щество эндотермической атмосферы — возможность ав-
томатически регулировать углеродный потенциал ат-
мосферы.
Для сокращения длительности процесса широко
используют газовую цементацию, при которой углерод-
ный потенциал эндотермической атмосферы 1 вначале
поддерживают высоким, обеспечивающим получение
в поверхностной зоне стали 1,2—1,3 % С, а затем угле-
родный потенциал атмосферы снижают до 0,8 % С.
В этот период концентрация углерода на поверхности
снижается до 0,8 %.
Цементацию выполняют при 930—950 °C. Продол-
жительность цементации для получения слоя толщиной
0,7—1,5 мм при 930 °C в муфельных (безмуфельных)
печах непрерывного действия составляет 6—12 ч, а
в шахтных 3—10 ч.
Термическая обработка стали после цементации;
свойства цементованных деталей. Окончательные свой-
ства цементованные изделия получают в результате
термической обработки, выполняемой после цемента-
ции. Этой обработкой можно исправить структуру и
измельчить зерно сердцевины и цементованного слоя,
неизбежно увеличивающихся во время длительной
выдержки при высокой температуре цементации, полу-
чить высокую твердость в цементованном слое и хоро-
шие механические свойства сердцевины; устранить кар-
бидную сетку в цементованном слое, которая может воз-
никнуть при насыщении его углеродом до заэвтектоид-
ной концентрации.
В большинстве случаев применяют закалку выше
точки Асг (для сердцевины) при 820—850 °C.
После газовой цементации используют закалку без
повторного нагрева, а непосредственно из цементацион-
ной печи после подстуживания изделий до 840—860 °C.
Такая обработка не исправляет структуры цементо-
ванного слоя и сердцевины и не приводит к измельче-
1 Под углеродным потенциалом атмосферы понимают ее науглеро-
живающую способность, обеспечивающую определенную концентрацию
углерода на поверхности цементованного слоя.
нию зерна. Поэтому она применима только к наслед-
ственно мелкозернистой стали. Для уменьшения де-
формации цементованных изделий применяют ступен-
чатую закалку в горячем масле 160—180 °C.
Иногда термическая обработка состоит из двойной
закалки и отпуска. Первую закалку (или нормализа-
цию) с нагревом до 880—900 °C назначают для исправ-
ления структуры сердцевины. Кроме того, при нагреве
в поверхностном слое в аустените растворяется цемен-
титная сетка, которая при быстром охлаждении вновь
не образуется. Вторую закалку проводят с нагревом
до 760—780 °C для устранения перегрева цементован-
ного слоя и придания ему высокой твердости. Недоста-
ток такой термической обработки заключается в слож-
ности технологического процесса, повышенном коробле-
нии, возникающем в изделиях сложной формы, и воз-
можности окисления и обезуглероживания.
В результате термической обработки поверхностный
слой приобретает структуру мартенсита или мартенсита
с небольшим количеством остаточного аустенита и
избыточных карбидов в виде глобулей.
Заключительной операцией термической обработки
цементованных изделий во всех случаях является
низкий отпуск при 160—180 °C, переводящий мартен-
сит закалки в поверхностном слое в отпущенный мар-
тенсит.
Твердость поверхностного слоя для углеродистой
стали составляет HRC 60—64, а для легированной
HRC 58—61; снижение твердости объясняется образо-
ванием повышенного количества остаточного аустенита.
Сердцевина деталей из углеродистой стали имеет
структуру сорбита, а из легированных — бейнита или
низкоуглеродистого мартенсита. Низкоуглеродистый
мартенсит обеспечивает повышенную прочность и доста-
точную вязкость сердцевины. Твердость сердцевины
обычно составляет HRC 30—40.
Цементация с последующей термической обработкой
повышает предел выносливости стальных изделий и
понижает чувствительность к концентраторам напряже-
ний при условии непрерывной протяженности упроч-
ненного слоя по всей поверхности детали. Дополни-
тельно предел выносливости цементованных изделий
может быть повышен дробеструйным наклепом или об-
каткой роликами.
3. Нитроцементация
Нитроцементацией называют про-
цесс диффузионного насыщения по-
верхностного слоя стали одновре-
менно углеродом и азотом при 840—
860 °C в газовой среде, состоящей из
науглероживающего газа и аммиака.
Продолжительность процесса 4—10 ч. Основное назна-
чение нитроцементации — повышение твердости, изно-
состойкости и предела выносливости стальных деталей.
Для нитроцементации легированных сталей реко-
мендуется использовать контролируемую эндотерми-
ческую атмосферу, к которой добавляют 1,5—5,5 %
(объемн.) необработанного природного газа и 1,0—
3,5 % (объемн.) NH3.
После нитроцементации следует закалка непосред-
ственно из печи, реже после повторного нагрева, при-
меняют и ступенчатую закалку. После закалки прово-
дят отпуск при 160—180 °C.
При оптимальных условиях насыщения структура
нитроцементованного слоя должна состоять из мелко-
кристаллического мартенсита, небольшого количества
мелких равномерно распределенных карбонитридов и
25—30 % остаточного аустенита.
Твердость слоя после закалки и низкого отпуска
HRC58—60, ИV 5700—6900 МПа. Высокое содержа-
ние остаточного аустенита обеспечивает хорошую при-
рабатываемость.
4. Азотирование стали
Азотированием называют процесс
диффузионного насыщения поверх-
ностного слоя стали азотом при на-
греве ее в аммиаке. Азотирование повышает
вердость поверхностного слоя, его износостойкость,
предел выносливости и сопротивление коррозии в таких
средах, как воздух, вода, пар и т. д. Твердость азоти-
рованного слоя заметно выше, чем цементуемой стали.
Азотирование широко применяется для зубчатых
колес, цилиндров мощных двигателей, многих деталей
станков и других изделий.
Процесс азотирования проводят при 500—600 °C
в атмосфере частично диссоциированного аммиака:
2NH3 -+ ЗН2 + 2NaT;
NaT -> Fea -> Fea (N) -> у' (Fe4N) -> в (Fe2_8N).
Азотированный слой на железе состоит из нитрид-
ной зоны Fe2_sN (е-фаза) и Fe4N (у'-фаза) и подслоя
азотистого феррита (a-фаза), в котором при охлажде-
нии выделяется нитрид железа Fe4N (рис. 99). При азо-
Рис. 99. Микроструктура азотированного слоя на железе после
азотирования при G30 °C, Х300
тировании выше 600 °C между нитридным слоем и
a-фазой (рис. 99) образуется слой азотистого аустенита
(у-фаза).
Азотированию подвергают среднеуглеродистые леги-
рованные стали, содержащие Сг, Mo, V, W и А1, кото-
рые приобретают особо высокую твердость и износо-
стойкость.
При азотировании легированных сталей образуются
нитриды Cr2N, Mo2N, VN и др., которые, выделяясь
в a-фазе (т. е. азотистом феррите) в дисперсном виде,
препятствуют движению дислокаций и тем самым по-
вышают твердость азотированного слоя. Наиболее
сильно повышают твердость нитриды ванадия, хрома,
молибдена, а также алюминий, который растворяется
в у'-фазе.
Если главными требованиями, предъявляемыми
к азотированному слою, являются высокая твердость
на поверхности до HV 1200 и износостойкость, то при-
меняют сталь 38Х2МЮА (0,35—0,42 % С; 1,35— ! ,65 %
Сг, 0,7—1,10 % AI и 0,15—0,25 % Мо). Молибден
устраняет отпускную хрупкость в стали. В настоящее
время для азотирования широко используют и другие
конструкционные легированные стали.
Азотирование изделий сложной конфигурации ре-
комендуется выполнять при 500—520 °C. Продолжи-
тельность процесса зависит от требуемой толщины азо-
тированного слоя. Чем выше температура азотирова-
ния, тем ниже твердость азотированного слоя и больше
толщина слоя. Снижение твердости азотированного
слоя связано с коагуляцией частиц нитридов легирую-
щих элементов.
Обычно при азотировании желательно иметь слой
толщиной 0,3—0,6 мм. В этом случае процесс азоти-
рования при 500—520 °C продолжается 24—90 ч.
Для ускорения процесса применяют двухступенча-
тое азотирование сначала при 500—520 °C, а затем
при 540—560 °C, при этом сокращается продолжитель-
ность процесса при сохранении высокой твердости азо-
тированного слоя.
Для сокращения длительности процесса применяют
азотирование в плазме тлеющего разряда.
В процессе насыщения азотом немного изменяются
размеры изделия из-за увеличения объема поверхност-
ного слоя. Деформация возрастает при повышении
температуры азотирования и увеличении трещины
слоя.
В последние годы получило распространение азо-
тирование при 570 °C в атмосфере, содержащей 50 %
(объемн.) эндогаза и 50 % NH3 или 50 % СН4 и 50 %
NH3, а также в расплавленных солях [55 % (1МНг) СО 4-
+ 45 % Na2CO3], через которые пропускается сухой
воздух (соли расплавляют в титановых тиглях). В ре-
зультате такой обработки на поверхности образуется
гонкий слой карбонитрида Fe^ (N, С), обладающий
высокой твердостью (HV 600—1200) и износостойко-
стью. Такая обработка повышает предел выносли-
вости.
5. Цианирование стали
Цианированием называют совмест-
ное насыщение поверхности стали
углеродом и азотом вследствие окис-
ления расплавленных цианистых
солей.
Изделие нагревают при 820—960 °C в расплавлен-
ных солях, содержащих цианистый натрий.
Для получения слоя небольшой толщины (0,15—
0,35 мм) процесс проводят при 820—860 °C в ваннах,
содержащих 20—25 % NaCN, 25—50 % NaCI и 25—
50 % NaaCOs. Продолжительность процесса опреде-
ляется требуемой толщиной слоя и составляет 30—•
90 мин.
После цианирования закалку выполняют непосред-
ственно из цианистой ванны и дают низкотемператур-
ный отпуск (180—200 °C). Твердость цианированного
слоя после термической обработки HRC 58—62; тол-
щина слоя 0,15—0,3 мм. Этот вид цианирования при-
меняют для мелких деталей.
Для получения слоя большой толщины (0,5—2,0 мм)
цианирование проводят при 930—960 'С в ванне, со-
держащей 8 % NaCN, 82 % ВаС12 и 10 % NaCI. Зеркало
ванны покрывают слоем графита для предупреждения
больших потерь тепла и угара цианистых солей. Про-
должительность выдержки изделий в ванне составляет
1,5—6,0 ч. При высоких температурах сталь с поверх-
ности в большей степени насыщается углеродом (до
0,8—1,2 % Q и в меньшей степени — азотом (0,2—
0,3 % N).
После цианирования детали охлаждают на воздухе,
а затем закаливают с нагревом в соляной ванне или
печи и подвергают низкотемпературному отпуску.
Структура цианированного слоя после закалки такая
же, как цементованного.
Глубокое цианирование применяют на некоторых
заводах вместо цементации.
6. Диффузионное насыщение металлами
и неметаллами (бором и кремнием)
Насыщение железа (стали) металлами,
а также кремнием и бором повышает
жаростойкость, коррозионную стой-
кость, износостойкость и твер-
дость.
Поверхностное насыщение стали металлами, а также
такими элементами, как кремний и бор, можно прово-
дить при 900—1050 °C упаковкой изделий в соответ-
ствующие порошкообразные смеси (обычно ферросплавы
и 0,5—5 % NH4CI), погружением их в расплавленный
металл, если диффундирующий элемент имеет невысо-
кую температуру плавления (например, цинк и алю-
миний), или насыщением из газовой среды. При газовом
методе чаще применяют летучие хлористые соединения
металлов (А1С18, СгС12, SiCL и т. д.), образующиеся
при воздействии хлора (или хлористого водорода)
па металлы или их сплавы (ферросплавы) с железом
при высоких температурах. Хлориды взаимодействуют
с железом, и выделяющийся в атомарном состоянии
металл диффундирует в железо. Насыщение металлами
(например, хромом) проводят и путем испарения диф-
фундирующего элемента в вакууме. Продолжительность
процесса обычно 6—12 ч.
Алитирование. Алитированием назы-
вается насыщение поверхности стали
алюминием. В результате алитирования сталь
приобретает высокую окалиностойкость (до 850—
900 °C), так как в процессе нагрева на поверхности
алитированных изделий образуется плотная пленка
оксида алюминия А12О3, предохраняющая металл от
окисления. Алитированный слой обладает также хоро-
шим сопротивлением коррозии в некоторых средах.
Алитированный слой представляет собой твердый
раствор алюминия в ос-железе. Концентрация алюми-
ния в поверхностной части слоя составляет примерно
40 %; толщина 0,2—1,0мм.
Алитированию подвергают детали газогенератор-
ных машин, чехлы термопар, детали разливочных ков-
шей, клапаны и другие детали, работающие при вы-
соких температурах.
Хромирование стали. Хромирование, т. е. на-
сыщение поверхности стальных изделий
хромом, обеспечивает повышенную устойчивость
против газовой коррозии (окалиностойкость) до 800 °C,
высокую коррозионную стойкость в таких средах, как
вода, морская вода и азотная кислота. Хромирование
высокоуглеродистых сталей повышает твердость и из-
носостойкость.
Диффузионный слой, получаемый при хромировании
технического железа, состоит из раствора хрома в а-
железе. При хромировании стали слой состоит из кар-
бидов хрома (Сг, Fe)7 Cs, (Сг, Fe).23 С6. Твердость хро-
мированного слоя, полученного хромированием железа,
составляет HV 250—300, а стали HV 1200—1300. Тол-
щина слоя не превышает 0,10—0,20 мм.
Хромированию подвергают детали паросилового
оборудования, пароводяной арматуры, клапанов, вен-
тилей, патрубков, а также деталей, работающих на
износ в агрессивных средах.
Разработана технология глубокого вакуумного хро-
мирования листовой низкоуглеродистой стали. Вакуум-
ному хромированию на металлургических заводах под-
вергают также заготовки с последующей прокаткой их
на листы и трубы.
Цинкование, т. е. насыщение поверх-
ностного слоя цинком для повыше-
ния коррозионной стойкости стали
в атмосфере, пресной воде, бензине
и некоторых других средах. Слой со-
стоит из химических соединений FeZn7, FeZn3, к серд-
цевине прилегает сс-фаза (твердый раствор цинка
в ос-железе). На металлургических заводах цинкованию
подвергают тонкие листы, трубы, проволоку и готовые
изделия (втулки, фитинги и т. д.).
Силицирование. Силицированием назы-
вается насыщение поверхности стали
(чугуна) к р е м в и е м. В результате силициро-
вания сталь приобретает высокую коррозионную стой-
кость в морской воде, в азотной, серной и соляной
кислотах и несколько повышенную устойчивость про-
тив износа.
Силицированный слой представляет собой твердый
раствор кремния в ос-железе. Силицированный слой
обладает повышенной пористостью.
Силицированию подвергают детали, применяемые
в оборудовании химической, бумажной, нефтяной про-
мышленности (валики насосов, трубопроводы, арматура,
гайки, болты и т. д.).
Борирование, т. е. насыщение поверх-
ностного слоя бором, создает вы-
с о к у ю твердость HV 1800—2000), и з н о-
состойкость и устойчивость против
коррозии в различных средах.
Борированный слой на поверхности состоит из
борида FeB и ниже из борида Fe2B и сх-твердого рас-
твора.
Борирование применяют для повышения износо-
стойкости втулок грязевых нефтяных насосов, вытяж-
ных, гибочных и формовочных штампов, деталей пресс-
форм, машин для литья под давлением и др. Стойкость
указанных деталей после борирования возрастает
в 2—6 раз.
Глава КОНСТРУКЦИОННЫЕ СТАЛИ
Х!!1
Конструкционными называют стали,
применяемые для изготовления де-
талей машин и механизмов, конструк-
ций и сооружений. Эти стали могут быть как
углеродистыми, так и легированными. Содержание
углерода в сталях этой группы не превышает 0,5—0,6 %.
Конструкционные стали, кроме комплекса высоких
механических свойств (ов, о012, 6, ф, KCU, НВ), опре-
деляемых при стандартных испытаниях, характери-
зующих свойства материала, должны иметь и высокую
конструктивную прочность, т. е. проч-
ность, которая находится в наибольшем соответствии
со служебными свойствами данного изделия. К свой-
ствам, определяющим надежность материала против
внезапных разрушений, относятся ар, К1С, температура
порога хладноломкости, а долговечность изделия опре-
деляется сопротивлением усталости, коррозии и износу.
Конструкционная сталь должна обладать и хоро-
шими технологическими свойствами — легко обраба-
тываться давлением (прокатка, ковка, штамповка) и
резанием, хорошо свариваться, максимально прокали-
ваться и иметь малую склонность к деформации и
трещинообразованию при закалке и др.
Конструкционные стали поставляют в виде загото-
вок и сортовой горячекатаной, калиброванной и шли-
фованной стали, в виде листов, полос, фасонных про-
филеи и др. Стали выплавляют в конвертерах с продув-
кой кислородом сверху, в мартеновских печах и элек-
тропечах.
Для получения более чистой по примесям стали ее
рафинируют жидким синтетическим шлаком (III) в ковше,
применяют также электрошлаковый переплав (ЭШ).
В некоторых случаях проводят вакуумно-дуговой пере-
плав (ВД) и выплавку в вакуумных индукционных
печах (ВИ). Применение рафинирования снижает за-
грязненность стали по неметаллическим включениям
(оксидам, сульфидам, силикатным включениям и т. д.),
вредным примесям (S) и газам (Н2, N), уменьшает коли-
чество дефектов поверхности (волосовины, пористость),
но ухудшает обработку резанием.
Указанные методы выплавки повышают ударную
вязкость стали (растет параметр ар) и трещиностойкость
К1с, что объясняется повышением чистоты стали. Порог
хладноломкости в результате рафинирования стали
меняется мало. Прочность и пластичность после пере-
плавов практически не изменяются, но снижается
анизотропия свойств пластичности и вязкости.
1. Углеродистые конструкционные стали
Углеродистые конструкционные стали делят на стали
обыкновенного качества и качест-
венные стали.
В зависимости от условий и степени раскисления
различают спокойные (сп), кипящие (кп) и полуспо-
койные (пс) стали.
Спокойные стали получают полным раскислением
металла в печи, а затем в ковше. Содержание оксида
железа FeO в этих сталях минимальное. Это обеспе-
чивает «спокойное» с уменьшением объема застывание
металла в изложнице. В верхней части слитка обра-
зуются усадочная раковина и околоусадочная рыхлость,
которые удаляют отрезкой или отрубкой при прокатке.
Кипящие стали полностью нераскислены (без ферро-
силиция). Поэтому они до затвердевания содержат
повышенное количество FeO. При застывании в излож-
нице FeO реагирует с углеродом металла, при этом
образуется СО. Выделение пузырьков СО создает впе-
чатление кипения металла. В слитке кипящей стали
сохраняется большое количество газовых пузырей,
объем которых компенсирует уменьшение объема при
образовании усадочной раковины, которая поэтому
отсутствует. Если пузырьки пмеют чистые неокислен-
ные стенки, то при горячей прокатке они завариваются.
Кипящие стали более дешевые, так как отходы при их
производстве минимальные. По сравнению со спокойной
и полуспокойной сталями они больше склонны к ста-
рению и хладноломкости и хуже свариваются. Но
вместе с тем кипящие стали обладают высокой пластич-
ностью и хорошо принимают вытяжку в холодном со-
стоянии.
Полуспокойные стали представляют
собой стали промежуточного типа. Они получают все
более широкое применение.
Углеродистые стали обыкновенного качества
Эти стали более дешевые, чем качественные. В процессе
выплавки они меньше очищаются от вредных примесей
Р, S, О, N. Стали отливают в крупные слитки, вслед-
ствие чего в них развита ликвация, они нередко содер-
жат большое количество неметаллических включений.
Из них изготовляют детали менее ответственного
назначения; горячекатаный рядовой прокат: балки,
прутки, швеллеры, уголки, а также листы, трубы,
и поковки, работающие при относительно невысоких
напряжениях. Их широко применяют для строитель-
ных, сварных, клепаных и болтовых конструкций
(балки, фермы конструкций подъемных кранов, кор-
пусы сосудов и аппаратов, каркасы, драги и т. д.),
а также для малоответственных деталей машин (оси,
валы, шестерни).
В зависимости от гарантируемых свойств стали
обыкновенного качества подразделяют на три группы
(ГОСТ 380—71).
Группа А — стали поставляют по ме-
ханическим свойствам без уточне-
ния их химического состава. Их обо-
значают буквами Ст и цифрами 1, 2, 3 ... 6 (Ст1, Ст2,
СтЗ ... Стб). Чем больше это число, тем выше прочность
(ов, °о,2) и ниже пластичность (6, ф).
Так, сталь Ст1кп имеет ов = 310 4- 400 МПа; б =
= 23 4- 20 %. Сталь СтЗсп — ов = 380 4- 490 МПа;
о02 = 250 — 210 МПа; 6 = 254-22% и Ст5сп—
ов = 500 4-' 640 МПа; о0>2 = 240 4- 260 МПа и б =
= 20 4- 17 %. Чем больше толщина проката,тем ниже
ов, о02 и 6. Наибольшее применение получила сталь СтЗ.
Эти стали предназначены для использования глав-
ным образом в состоянии поставки в виде листов и
различных профилей без последующей обработки дав-
лением, сварки или термической обработки, поскольку
их химический состав, определяющий режимы обра-
ботки, не регламентируется и может сильно колебаться.
Группа Б — стали, поставляемые
с гарантируемым химическим со-
ставом. В обозначении марки стали впереди ста-
вится буква Б (БСт1кп, БСт2кп, БСтЗ, БСт4, БСт5,
БСтб). Чем выше число, тем больше в стали углерода.
Например, БСтЗсп содержит 0,14—0,22 % С, БСт4кп —
0,18—0,27% С и БСтбсп — 0,38—0,49 % С. Содер-
жание кремния в спокойной стали 0,12—0,3 %, в полу-
спокойной 0,05—0,17 % и в кипящей < 0,07 %.
Группа В — это стали повышенного
качества. Их поставляют с гаранти-
рованным химическим составом и
механическими свойствами. В обозна-
чение марки вводится буква В (ВСт1, ВСт2, ВСтЗ, ВСтЬ).
Состав стали соответствует аналогичной марке БСт1—
Стб, а механические свойства — той же марке от Ст1
до Стб.
Стали групп Б и В применяют в тех случаях,
когда при производстве изделий используется сварка,
горячая деформация или изделие необходимо упроч-
нять термической обработкой. Для определения режима
обработки необходимо знать химический состав стали.
Сварные конструкции изготовляют из спокойных и
полуспокойных низкоуглеродистых сталей групп Б и В
(Ст1, Ст2, СтЗ). Для сталей, предназначенных для
сварных конструкций, важна малая чувствительность
их к термическому старению, а для сталей, подвергае-
мых холодной правке и гибке, — малая склонность
к деформационному старению.
Стали повышенного качества (группа В) имеют спе-
циализированное назначение (мосто- и судостроение,
сельскохозяйственное машиностроение и т. д.) и по-
ступают по особым техническим условиям.
Механические свойства стали обыкновенного каче-
ства могут быть значительно повышены закалкой в воде
с прокатного нагрева.
Для многих конструкций и машин, работающих
в северных районах, большое значение приобретает
температура перехода стали в хрупкое состояние.
..Порог хладноломкости для случая полностью хрупкого
излома наиболее распространенной мартеновской стали
СгЗ (листовая сталь) находится для кипящей стали при
О °C, а спокойной — при — 40 °C. Строительные кон-
струкции и машины, предназначенные для работы
в северных районах, следует изготовлять из спокойной,
термически обработанной стали. Для мостовых сталей
северного исполнения ограничивают содержание фос-
фора и серы (< 0,03 % Р, < 0,025 % S) и нормируют
площадь излома (не менее 50 % с волокнистым строе-
нием).
Качественные углеродистые стали (ГОСТ 1050—74)
выплавляют с соблюдением более строгих условий
в отношении состава шихты и ведения плавки и раз-
ливки. К ним предъявляют более высокие требования
по химическому составу; содержание серы < 0,04 %,
фосфора < 0,035—0,04 %, а также меньшее количество
неметаллических включений, регламентированные
макро- и микроструктура.
Качественные углеродистые стали маркируют циф-
рами 08, 10, 15, 20 и далее до 85; цифры указывают
среднее содержание углерода в сотых долях процента.
Низкоуглеродистые стали 05кп 08, 07кп, 10, Юкп
обладают невысокой прочностью и высокой пластич-
ностью. Механические свойства после нормализации:
ов = 340 МПа, о0>2 = 200 4- 210 МПа и 6 = 31 4-
4- 33 %. Эти стали’ без термической обработки приме-
няют для малонагруженных деталей. Тонколистовую
холоднокатаную низкоуглеродистую сталь исполь-
зуют для холодной штамповки изделий. Штампуемость
стали тем хуже, чем больше в ней углерода. Кремний,
повышая предел текучести, снижает штампуемость,
особенно способность стали принимать вытяжку, по-
этому для холодной штамповки, особенно для вытяжки,
более широко используют .полуспокойные и кипящие
стали 08пс, 08кп, 08Фкп (микролегирована ванадием
в количестве 0,02—0,04 %).
Штампуемость в большой степени зависит от вели-
чины зерна. Рекомендуется сталь с зерном балла 6—8.
Стали 15, 20, 25 (сгв — 380 4- 460 МПа; o0>s =
— 230 4- 280 МПа, 6 = 27 4- 23 %) применяют без тер-
мической обработки или в нормализованном виде.
Стали поступают в виде проката, поковок, труб, листов,
ленты и проволоки и предназначаются для менее от-
ветственных деталей.
Низкоуглеродистые качественные стали используют
и для ответственных сварных конструкций. С повыше-
нием содержания в стали углерода свариваемость ухуд-
шается. Чем больше в стали углерода, тем выше склон-
ность ее к образованию при сварке горячих и холодных
(при низких температурах) трещин.
Среднеуглеродистые стали 30, 35, 40, 45, 50 приме-
няют после нормализации, улучшения и поверхностной
закалки для самых разнообразных деталей во всех
отраслях машиностроения. Эти стали в нормализован-
ном состоянии по сравнению с низкоуглеродистыми
имеют более высокую прочность при более низкой
пластичности (сгв = 500 -у 610 МПа; о0)2 = 300 -у
-у 360 МПа; 6 = 21 -у 16 %). Стали в отожженном
состоянии достаточно хорошо обрабатываются реза-
нием. Наиболее легко обрабатываются доэвтектоидные
стали со структурой пластинчатого перлита. После улуч-
шения стали 40, 45, 50 имеют следующие механические
свойства: ов — 600 -у 700 МПа; о0,2 — 400 -у 600 МПа;
ф = 50 -у 40 % и KCU — 0,4 -у 0,5 МДж/м2. Прока-
ливаемость сталей невелика. Критический диаметр
после закалки в воде не превышает 10—12 мм (95 %
мартенсита). В связи с этим их следует применять для
изготовления небольших деталей или более крупных,
но не требующих сквозной прокаливаемости.
Стали 60, 65, 70, 80 и 86 обладают более высокой
прочностью, износостойкостью и упругими свойствами;
применяют их после закалки и отпуска, нормализации
и отпуска и поверхностной закалки для деталей, ра-
ботающих в условиях трения при наличии высоких
статических вибрационных нагрузок. Из этих сталей
изготовляют пружины и рессоры, шпиндели, замковые
шайбы, прокатные валки и т. д.
2. Легированные конструкционные стали
Основными легирующими элементами конструкцион-
ных сталей являются: хром в количестве до 1,8 %
(чаще 0,8—1,1 %), никель (0,5—4,5 %), кремний (0,5—
1,2 %) и марганец (0,8—1,8 %). Вольфрам (0,5—1,2 %),
молибден (0,15—0,4 %), ванадий (0,1—0,3 %), титан
(0,06—0,12 %), бор (0,002—0,005 %) и другие леги-
рующие элементы в качестве самостоятельных присадок
не применяют, а вводят в сталь в сочетании с хромом,
никелем и марганцем для дополнительного улучшения
свойств.
Стали, в которых суммарное содержание легирую-
щих элементов не превышает 2,5 %, относятся к н и з-
колегированным, содержащие 2,5—10 % —
к легированным и более 10 % — к высо-
колегированным. Ориентировочная стоимость
1 т низколегированной стали в зависимости от химиче-
ского состава и типа полуфабриката (сортовой прокат,
листы и т. д.) и его размеров составляет 107—210 руб.,
легированных 120—500 руб. и высоколегированных
(нержавеющие, жаропрочные и т. д.) — 250—1280 руб.
Чем выше легированность стали и меньше размеры
полуфабриката, тем стоимость стали больше. Цена
калиброванной и шлифованной стали выше. Большин-
ство конструкционных сталей относится к перлит-
ному классу, а в равновесном состоянии —
к группе доэвтектоидных.
Из легированных сталей, обладающих высокой про-
каливаемостью, изготовляют более крупные изделия,
чем из углеродистых сталей.
Для достижения высокой прокаливаемости сталь
чаще легируют более дешевыми элементами — марган-
цем, хромом и бором, а также более дорогими — нике-
лем и молибденом.
Легирование стали небольшими (сотые доли про-
цента) количествами Ti, Nb, Zr, V и N (микролегиро-
вание), образующими труднорастворимые в аустените
карбиды, (карбонитрида), измельчает зерно.
При этом понижается порог хладноломкости, повы-
шается работа распространения трещины и умень-
шается чувствительность к концентраторам напря-
жений.
Легирующие элементы повышают
устойчивость мартенсита против
отпуска и задерживают коагуляцию
карбидов. Поэтому для получения требуемой
прочности и твердости легированные стали подвергают
отпуску при более высокой температуре, чем углеро-
дистые. Это позволяет полностью снять закалочные
напряжения и получить в стали лучшее сочетание
прочности и вязкости.
Легирующие элементы, упрочняя ферритную основу
и увеличивая дисперсность карбидных частиц, повы-
шают прочность стали после улучшения. Наиболее
сильно упрочняют стали Ni, Мп и Si.
Для подавления обратимой отпускной хрупкости
стали легируют молибденом (или вольфрамом).
Стали, содержащие кремний, после изотермической
закалки обеспечивают высокую вязкость и пониженную
чувствительность к надрезу.
Маркировка легированных
конструкционных сталей
Легированные конструкционные стали маркируют циф-
рами и буквами, например 15Х, 45ХФ, 12ХНЗА,
20Х2Н4А, 18ХГТ и т. д. /Двузначные цифры, приводи-
мые в начале марки, указывают среднее содержание
углерода в сотых долях процента, буквы справа от
цифры обозначают легирующий элемент: А — азот,
Б — ниобий, В — вольфрам, Г — марганец, Д — медь,
Е — селен, К — кобальт, Н — никель, М — молибден,
Г! — фосфор, Р — бор, С — кремний, Т — титан, Ф —
ванадий, X — хром, Ц — цирконий, Ч — редкозе-
мельный, Ю — алюминий.
Цифры после букв указывают примерное содержа-
ние соответствующего легирующего элемента в целых
процентах; отсутствие цифры указывает, что оно состав-
ляет до 1,5 % и менее. Основная масса легированных
конструкционных сталей выплавляется качественными
« 0,035 % Р и < 0,035 % S).
Высококачественные стали содержат меньше вред-
ных примесей (С 0,025 % S и 0,025 % Р) и обозна-
чаются буквой А, помещенной в конце марки. Особо
высококачественная сталь обозначается буквой Ш
в конце марки (например, ЗОХГСШ).
Стали повышенной и высокой обрабатываемости
резанием (автоматные стали (ГОСТ 1414—75))
Для улучшения обрабатываемости резанием приме-
няют углеродистые стали с повышенным содержанием
серы (0,08—0,3 %) и фосфора (0,06 %). В этих сталях
сера находится в виде сульфидов марганца, вытянутых
вдоль направления прокатки, которые способствуют
образованию короткой и ломкой стружки. При по-
вышенном содержании серы уменьшается трение между
стружкой и инструментом из-за смазывающего дей-
ствия сульфида марганца. Фосфор, повышая твердость,
прочность и порог хладноломкости, способствует обра-
зованию ломкой стружки и получению гладкой бле-
стящей поверхности при резании.
Углеродистые стали с повышенным содержанием
серы и фосфора — автоматные стали — маркируют бук-
вой А с цифрами за ней (цифры — среднее содержание
углерода): All, А12, А20, АЗО, А35, А401. Эти стали
выпускают без термической обработки, в виде калибро-
ванных высокоотпущенных (отожженных) и калибро-
ванных нагартованных профилей.
Улучшение обрабатываемости стали достигается и
в результате микролегирования стали Pb, Са, Se, Те,
образующими в структуре металлические и неметал-
лические включения. Эти включения создают в очаге
резания внутреннюю смазку — тончайший слой, пре-
пятствующий охватыванию материала инструмента с ма-
териалом обрабатываемой детали, вследствие чего легче
отделяется стружка. Легирование стали 0,15—0,3 % РЬ
повышает скорость резания на 20—35 %, а при сохра-
нении постоянной скорости резания увеличивает стой-
кость инструмента в 2—7 раз.
Для деталей, изготовляемых из прутков на металло-
режущих и холодновысадочных автоматах, широко
применяют улучшаемые автоматные стали, содержащие
свинец — АС38Г2, АСЗОХМ, АС38ХГМ, и АС40ХТНМ,
и цементуемые стали АС12ХН, АС14ХГН, АС19ХГН
(цифры указывают содержание углерода в сотых долях
процента). Следует иметь в виду, что свинец снижает
предел выносливости о_г высокопрочных сталей (ов >
> 1200 МПа) и способствует их хрупкому разрушению
при нагреве до 200—500 °C. Стали для деталей, под-
вергающихся сложной механической обработке (колен-
чатые валы, шатуны и др.), а также коррозионностой-
кие стали для улучшения их резания имеют повышен-
ное содержание серы (0,06—0,10 %), кроме того, их
легируют селеном (0,04—0,10 %); стали А35Е, А40ХЕ
(Е — селен) применяют после нормализации. Кальций-
содержащие стали (0,002—0,008 %) дешевы и могут
быть рекомендованы для широкого использования
(АЦ20, АЦ40, АЦ40Х, АЦ20ХНЗ и др.).
Конструкционные (строительные)
низколегированные стали (ГОСТ 19281—73).
Низкоуглеродистые (до 0,22 % С) низколегированные
стали содержат повышенное количество Мп (до 1,8 %),
Si (до 1,2 %), Сг (до 0,8 %), а также Ni (до 0,8 %),
V (до 0,15 %), Ti (до 0,03 %) и азота (до 0,15 %).
Эти стали в виде листов, сортового и фасонного проката
поковок и штамповок используют в строительстве и
машиностроении для сварных конструкций в основном
без дополнительной термической обработки.
Чаще применяют стали 14ХГС, 17ГС, 092ГС, 10Г2С1,
10Г2С1Д, 14Г2, 142Ф, 15ХСНД, 15Х26СФ, 16Г2САФ
и др.
Легирующие элементы, растворяясь в феррите и
аустените, уменьшают размер зерна и, увеличивая
склонность аустенита к переохлаждению, способствуют
измельчению карбидной фазы. Поэтому низколегиро-
ванные стали по сравнению с углеродистой сталью
обыкновенного качества (Ст2, СтЗ) имеют более высокие
значения временного сопротивления разрыву и предела
текучести при сохранении хорошей пластичности, мень-
шей склонности к старению и хладноломкости. При-
менение низколегированных сталей с o0j2 = 350 МПа
взамен углеродистых позволяет сэкономить до 15 %
металла, а при о02 = 400 МПа экономия достигает
25—30 %.
Низколегированные стали хорошо свариваются.
После нормализации низколегированных сталей улуч-
шается пластичность и вязкость, уменьшается склон-
ность к хрупкому разрушению. Некоторые стали
(14Г2, 17ГС, 15ХСНД) поставляют после закалки и
отпуска, что повышает их прочность, понижает порог
хладноломкости и склонность к старению.
Применение в строительстве термически обработан-
ных профилей и листов на низколегированной стали
с о0>2 — 400 -ь 500 МПа дает экономию металла до
50 %. Хорошее сочетание механических и технологи-
ческих свойств достигается при легировании низко-
углеродистой стали с 0,08—0,18 % V и <^0,02 % N.
При взаимодействии ванадия с азотом образуется нитрид
ванадия, позволяющий получить сталь с очень мелким
зерном (балл 10—12) и низким порогом хладноломкости
(— 80 °C). На этом принципе разработаны и освоены
низколегированные стали с карбонитридным упрочне-
нием (14Г2АФ, 16Г2АФ и др.) с пределом текучести
до 450 МПа (после нормализации).
Разновидностью сталей с карбонитридным упрочне-
нием являются малоперлитные стали (5—
10 %), содержащие менее 0,1 % С (09Г2ФБ). Эти стали
обладают высокой пластичностью и вязкостью, низким
порогом хладноломкости (— 60 ----80 °C) и хорошей
свариваемостью. Оптимальная структура и свойства
сталей (о0>2^ 460 ч- 470МПа) с карбонитридным уп-
рочнением достигаются контролируемой прокаткой,
при которой регламентируется температура окончания
прокатки (800—850 °C) и степень обжатия в последних
пропусках (15—20 %). Эти стали применяют для изго-
товления магистральных газопроводных труб северного
исполнения.
Листы из низколегированных сталей 09Г2С, 09Г2,
16ГФР и др. иногда подвергают закалке из межкристал-
лического интервала температур (Aj—А3) для получе-
ния структуры, состоящей из ферритной матрицы
и участков мартенсита или бейнита Ч Стали после
такой обработки имеют низкое отношение о012/ов, что
предопределяет хорошую штампуемость, а после штам-
повки — высокую прочность (ов = 800—1000 МПа)
благодаря деформационному упрочнению (наклепу),
наличию мартенситных (бейнитных) участков и разви-
тию процессов старения. Применение сталей позволяет
снизить толщину листа (и массу) на 12—20 %, что дает
большую экономию металла. Показана перспектив-
ность использования таких сталей и для других спосо-
бов формоизменения: профилирования, волочения.
Низколегированные горячекатаные стали 10ГТ,
18Г2С, 38ХС, 25Г2С, 23Х2Г2Т нашли применение для
армирования обычных и предварительно напряженных
железобетонных конструкций (стержневая арматурная
сталь).
Конструкционные цементуемые
(нитроцементу емые) стали (ГОСТ 4543—71)
Для цементуемых изделий применяют низкоуглеро-
дистые (0,1—0,25 % С) стали. После цементации, за-
калки и низкого отпуска этих сталей твердость цемен-
* Эти стали неудачно называют двухфазными сталями.
товаиногослоя HR 58—62, асердцевины 30—40.
Сердцевина цементованных сталей должна иметь вы-
сокие механические свойства, особенно предел теку-
чести.
Сталь применяют наследственно мелкозернистую.
Когда сумма легирующих элементов невелика (до 2,5—
5,0 %), они не оказывают существенного влияния на
общую толщину цементованного слоя. Однако, повы-
шая прокаливаемость слоя, они увеличивают эффек-
тивную толщину его.
Чаще для легирования стали применяют сравни-
тельно дешевый элемент хром (до 1,3—1,6 %). В кон-
струкционных сталях он частично растворен в феррите,
частично в цементите, образуя так называемый легиро-
ванный цементит (Fe, Cr)3 С.
/Для изделий несложной формы и небольшого сече-
ния, цементуемых на глубину 1,0—1,5 мм, применяют
хромистые стали 15Х, 15ХА и 20Х (0,7—1,0 % Сг).
В хромистых сталях в большей степени развивается
промежуточное превращение, поэтому после закалки
в масле, выполняемой за цементацией, сердцевина
изделия имеет структуру бейнита.
Вследствие этого хромистые стали по сравнению
с углеродистыми имеют более высокие прочностные
свойства при несколько меньшей пластичности сердце-
вины: ов = 700 — 800 МПа; о02 = 500 4- 650 МПа;
6=114-12%; ф = 40 4- 45 %’, KCU = 0,6 ф н
4- 0,8 МДж/м2. Прокаливаемость хромистой стали не-
велика. Критический диаметр для получения 95 %
мартенсита при закалке в воде составляет 12—20 мм,
а при закалке в масле 5—12 мм. Легирование хромистой
стали 0,1—0,2 % V улучшает ее пластичность и вязкость
благодаря измельчению зерна (15ХФ), но не увеличи-
вает ее прокаливаемости.
Для крупных деталей ответственного назначения,
работающих на износ при высоких удельных нагрузках,
применяют хромоникелевые и более сложнолегирован-
ные стали (20XF1, 12ХНЗА, I2X2H4A, 20Х2Н4А и др.)
Одновременное легирование хромом и никелем по-
вышает прочность, пластичность и вязкость сердце-
вины. Ее структура — низкоуглеродистый мартенсит
или нижний бейнит, что обеспечивает высокий комплекс
механических свойств: ов = 800 ~ 1300 МПа; o0j2 =
= 600 4- 1ЮО МПа, 6=144-9%, ф = 55 4- 45 %.
Большая устойчивость переохлажденного аустенита
в области перлитного, а также промежуточного превра-
щения обеспечивает высокую прокаливаемость хромо-
никелевой стали.
Легирование хромоникелевых сталей молибденом
(или вольфрамом) дополнительно повышает устойчи-
вость переохлажденного аустенита, а следовательно,
и прокаливаемость. Сталь 18Х2Н4ВА или соответствую-
щую ей сталь с молибденом 18Х2Н4МА применяют для
крупных высоконагруженных деталей.
Стали 18Х2Н4ВА и I8X2H4MA можно закаливать
на воздухе, что уменьшает коробление деталей.
В цементованном слое хромоникелевых сталей
вследствие снижения точки Л4Н после закалки сохра-
няется большое количество остаточного аустенита,
который понижает его твердость, сопротивление износу
и предел выносливости.
Для уменьшения количества остаточного аустенита
до закалки применяют высокий отпуск (630—640 °C)
или после закалки выполняют обработку хо-
лодом.
Дорогие хромоникелевые стали нередко заменяют
более дешевыми хромомарганцевыми сталями. Марга-
нец — дешевый элемент, применяется в стали как
заменитель никеля. Как и хром, марганец растворяется
в феррите и цементите. Повышая устойчивость аусте-
нита, марганец снижает критическую скорость закалки
и повышает прокаливаемость стали. Эти стали менее
устойчивы против перегрева (особенно цементованный
слой) и имеют меньшую вязкость по сравнению с хро-
моникелевыми.
Введение небольших количеств титана (0,03—0,05 %)
уменьшает склонность хромомарганцевых сталей к пе-
регреву. Широкое применение получили хромомарган-
цевые стали с титаном 18ХГТ и 25ХГТ.
Недостатком стали 18ХГТ является сравнительно
небольшая прокаливаемость.
Дополнительное легирование никелем (1,4—1,8 %)
повышает прокаливаемость и прочность хромомарган-
цевых сталей. Так, механические и технологические
свойства менее легированных хромомарганцевых ста-
лей 18ХГН и 15ХГНТ приближаются к хромоникеле-г
вым сталям. Благоприятное влияние на свойства це-
ментуемых сталей оказывает также молибден (0,2—
0,4 %), повышающий прокаливаемость цементованного
слоя и обеспечивающий максимальную твердость по-
верхности.
В отечественном автостроении для изготовления
наиболее нагруженных шестерен применяют стали
25ХГМ и 20ХГНМ.
Цементации подвергают также стали, содержащие
0,002—0,005 % В. Бор повышает устойчивость пере-
охлажденного аустенита в области перлитного превра-
щения и поэтому увеличивает прокаливаемость до-
эвтектоидной стали (20ХГР, 2ХГНР и др.).
В последние годы цементуемые стали микролегируют
алюминием, ниобием и цирконием совместно с азотом
(0,05—0,1 %), например сталь 25ХГНМА1О. Эти стали
обладают очень мелким зерном, что повышает механи-
ческие свойства.
Конструкционные улучшаемые стали
(ГОСТ 4543—71). Улучшаемыми конструк-
ционными сталями называют стали,
используемые после закалки и вы-
сокого отпуска (улучшения). Стали
содержат 0,3—0,5 % С, их подвергают закалке с 820—
880 °C (в зависимости от состава) в масле (крупные
детали в воде) и высокому отпуску при 550—650 °C.
Улучшаемые стали должны иметь высокий предел
текучести, малую чувствительность к концентраторам
напряжений, а в изделиях, работающих при много-
кратно прилагаемых напряжениях, — высокий предел
выносливости и достаточный запас вязкости. Кроме
того, улучшаемые стали должны обладать хорошей
прокаливаемостыо и малой чувствительностью к от-
пускной хрупкости.
Широко применяют хромистые улучшаемые леги-
рованные стали ЗОХ, 35Х, 40Х и 50Х (0,8—1,1 % Сг).
Механические свойства этих сталей находятся в сле-
дующих пределах: ов — 700 900 МПа; о0 2 = 900 ч-
4- 1100 МПа; 6 = 12 ч- 9 %; tp = 45 ч- 40 %’ и KCU =
= 0,7 ч- 0,9 МДж/м2.
С увеличением содержания углерода возрастает
прочность, снижаются пластичность и вязкость. Про-
каливаемость хромистой стали невелика. Введение
0,002—0,005 % В увеличивает прокаливаемость хро-
мистых сталей. Сталь с бором 35ХРА обладает повышен-
ной прочностью (ов = 800 МПа; о012 = 950 ч- 1000 МПа;
6=12%; ф = 50 %; KCU = 0,9 4- 0,6 МДж/м2) и
хорошей прокаливаемостыо.
Введение 0,1—0,2 % V (сталь 20ХФА) повышает
[механические свойства стали, главным образом вязкость,
вследствие лучшего раскисления и измельчения зерна
без увеличения прокаливаемости.
Совместное легирование хромом и марганцем по
0,9—1,2 % каждого позволяет получить стали с доста-
точно высокой прочностью и удовлетворительной про-
каливаемостыо. Однако хромомарганцевые стали имеют
пониженную вязкость и большую склонность к отпуск-
ной хрупкости и росту зерна аустенита при нагреве.
Введение в сталь титана (ванадия) делает ее менее
склонной к перегреву и способствует повышению
вязкости, а бор повышает прокаливаемость (40ХГТР,
35ХГФ).
Высоким комплексом свойств обладают хромокрем
ьемарганцевые стали (хромансил). Стали 20ХГСА,
25ХГСА и 30ХГСА, содержащие соответственно 0,2;
0,25 и 0,3 % С (среднее содержание) и 0,9—1,2 % Si;
0,8—1,1 % Мп и 0,8—1,1 % Сг, обладают высокой
прочностью и хорошей свариваемостью.
Стали хромансил применяют в виде листов и труб
для ответственных сварных конструкций.
Сталь ЗОХГСА подвергают изотермической закалке
с 880 °C в расплавленную соль с температурой 280—
310 °C, сообщающей стали высокие механические свой-
ства: ов — 1650 МПа; о0>2 = 1300 МПа; 6 = 9%;
ф = 20 %; KCU — 0,45 МДж/м2 и снижающей чувстви-
тельность к надрезам.
Однако стали хромансил имеют небольшую прока-
ливаемость, чувствительны к обратимой отпускной
хрупкости и к обезуглероживанию при нагреве.
Для сильно нагруженных деталей используют хро-
моникелевые стали 40ХН, 45ХН и 50ХН (0,45—
0,75 % Сг и 1,0—1,4 % Ni), обладающие высокими
механическими свойствами (ов = 10004-1100 МПа;
о0,2 = 800-4-900 МПа; 6 = 114-9 %; ф = 454-40 % и
KCU — 0,7—0,8 МДж/м2) и хорошей прок^ливае-
мостью.
Хромоникелевые стали обладают большой склон-
ностью к обратимой отпускной хрупкости. Для устра-
нения или снижения отпускной хрупкости, особенно
в крупных деталях, быстрое охлаждение которых при
отпуске менее эффективно, хромоникелевые стали до-
полнительно легируют молибденом (вольфрамом).
К этой группе относятся стали 40ХН2МА и
30Х2Н2МФА. Эти стали обладают высокой прокали-
ваемостью, что позволяет упрочнять термической обра-
боткой крупные детали. Недостатком сталей является
трудность обработки резанием и большая склонность
к образованию флокенов.
3. Мартенситно-стареющис высокопрочные стали
Высокая конструктивная прочность изделия дости-
гается только тогда, когда оно изготовлено из мате-
риала, обладающего большой прочностью и высоким
сопротивлением хрупкому разрушению. Этим требова-
ниям в значительной степени отвечают безуглеродистые
«0,03 % С) мартенситно-стареющие стали (углерод
и азот — вредные примеси, снижающие пластичность
и вязкость стали).
Наиболее широкое применение получила высоко-
прочная мартенеитно-стареющая сталь 00Н18К9М5Т,
содержащая <Г0,030 % С; ~18 % Ni; 9 % Со; 5 % Мо;
0,7 % Ti.
Сталь закаливают на воздухе с 800—850 СС. После
закалки микроструктура стали состоит из безуглеро-
дистого мартенсита. Наряду с повышенной прочностью
сталь после закалки обладает хорошей пластичностью
и вязкостью: ов = 11004-1200 МПа, о02 = 9504-
4-1100 МПа; 6 = 184-20 %; ф = 704-80 %. В зака-
ленном состоянии сталь сравнительно легко обраба-
тывается давлением, резанием и хорошо сваривается.
Старение при 480—520 °C повышает прочность стали,
но при этом снижаются ее пластичность и вязкость.
Механические свойства после старения: ов == 1200-4-
4-2100 МПа; о0,2 = 18004-2000 МПа; 6 = 84-12 %;
ф = 40-4-60 % и I\CU = 0,354-0,40 МДж/м2. Упроч-
нение при старении связано с выделением из мартен-
сита дисперсных частиц интерметаллических соеди-
нений типа Ni3Ti, NiTi и Ni3 (Mo, Ti).
Кроме стали 00Н18К9М5Т, нашли применение ме-
нее легированные мартенситно-стареющие стали
Н12К8МЗГ2, Н10Х11М2Т «= 14004-1500 МПа),
Н12К8М4Г2, Н9Х12Д2ТБ « = 16004-1800 МПа) и др.
Мартенситно-стареющие стали применяют в спе-
циальном машиностроении.
4. Рессорно-пружинные стали общего назначения
Рессорно-пружинные стали общего назначения
(ГОСТ 14959—79) должны обладать высоким сопротив-
лением малым пластическим деформациям и высоким
пределом выносливости при достаточных пластичности
и сопротивлении хрупкому разрушению; стали должны
иметь повышенную релаксационную стойкость. Под
релаксацией напряжений понимается самопроизволь-
ное затухающее падение напряжений при постоянной
суммарной деформации.
Для получения этих свойств стали должны содер-
жать ~0,5—1,0 % С, их подвергают закалке с 830—
850 °C в масле (воде) и отпуску при 410—520 °C. Пре-
дел текучести углеродистых пружинных сталей после
термической обработки составляет' ^>800 МПа, а леги-
рованной ^>1000 МПа.
Эти стали должны обладать хорошей закаливае-
д остью и прокаливаемостью. Мартенситная структура
должна быть по всему объему. Чем мельче зерно, тем
выше сопротивление стали малым пластическим де-
формациям.
Для пружин небольшого сечения, закаливаемых
в масле (в воде) и испытывающих невысокие напряже-
ния, применяют углеродистые стали 65, 70, 75, 85.
Для изготовления пружин и рессор используют
также легированные стали, содержащие в том или
другом сочетании: 1,5—2,8 % Si; 0,6—1,2 % Мп; 0,2—
1,2 % Сг; 0,1—0,25 % V; 0,8—1,2 % W и 1,4—
1,7 % Ni. Эти элементы обеспечивают необходимую
прокаливаемость и закаливаемость, измельчают зерно
и повышают релаксационную стойкость стали. Ориен-
тировочная стоимость стали 104—419 руб. за
1,0 т.
В промышленности используют кремнистые стали
5ЕС2, 60С2А, 70СЗА. Кремний значительно упрочняет
феррит, поэтому кремнистые стали 50С2, 55С2 и 60С2
имеют высокие значения пределов текучести и упру-
гости. Недостаток кремнистых сталей — склонность
их к обезуглероживанию, образованию поверхностных
дефектов при горячей обработке и графитообразова-
нию, что снижсает их предел выносливости. Дополна-
гельное легирование кремнистых сталей Cr, Мп, W,
Ni, V устраняет этот недостаток.
Стали 60С2ХФА и 65С2ВА, имеющие высокую про-
каливаемость и хорошую прочность, применяют для
крупных высоконагруженных пружин и рессор. Когда
упругие элементы работают в условиях сильных дина-
мических нагрузок, применяют сталь марки 60С2Н2А
с никелем.
Для клапанных пружин рекомендуется сталь
50ХФА — не склонная к перегреву и обезуглерожи-
ванию и обладающая большой устойчивостью к раз-
упрочнению при отпуске.
Оптимальная твердость рессор для получения мак-
симального предела выносливости составляет
HRC 42—48; при более высокой твердости предел вы-
носливости снижается.
Срок службы рессор может быть повышен гидро-
абразивной и дробеструйной обработкой (поверхност-
ным наклепом). После дробеструйной обработки пре-
дел выносливости повышается в 1,5—2 раза.
Нередко пружины изготовляют из патентированной
холоднотянутой проволоки и холоднотянутой ленты
высокоуглеродистых сталей 65, 65Г, 70, У8, У10. Высо-
кие механические свойства достигаются патентирова-
нием проволоки и последующей протяжкой при степени
деформации не менее 70 %. Временное сопротивление
проволоки после 95 %-ной деформации (диаметр про-
волоки 1,4 мм) достигает 2600 МПа. Пружины после
холодной навивки подвергают отпуску при 120—320 °C
для снятия напряжений, повышения предела упру-
гости и релаксационной стойкости.
5. Шарикоподшипниковые стали
Сталь для подшипников качения (кольца, шарики и
ролики) должна иметь высокую прочность, износостой-
кость и высокий предел выносливости, так как детали
подшипника воспринимают значительные знакопере-
менные нагрузки.
Присутствие неметаллических включений, пор, пу-
зырей и других металлургических дефектов, а также
крупных неравномерно распределенных карбидов не-
допустимо, так как вызывают образование трещин и
выкрашивание, что приводит к преждевременному
разрушению подшипника.
Подшипники делают из стали ШХ15 (0,95—1,05 % С;
1,3—1,65 % Сг) (ГОСТ 801—78). Крупные кольца изго-
товляют из стали ШХ15СГ, дополнительно легирован-
ной марганцем и кремнием (0,95—1,05 % С; 0,9—
1,2 % Мп; 0,4—0,65 % Si и 1,3—1,65 % Сг); Мп и Si
увеличивают прокаливаемость этой стали.
После отжига сталь имеет однородную структуру
мелкозернистого перлита с твердостью НВ 1780—
2070 МПа.
Шарики, ролики и кольца подвергают закалке
с 830—860 °C в масле для получения структуры мар-
тенсита с избыточными карбидами твердости
HRC 62—65 (для стали ШХ15СГ с 820—-840 °C при
охлаждении в масле).
После закалки проводят низкий отпуск при 150—
165 СС (ШХ15) или 165—175 “С (ШХ1ЕСГ).
6, Износостойкая (аустенитная) сталь
X ля изготовления деталей, работающих на износ
;; условиях трения, скольжения и высоких давлений
и ударов (например, траки некоторых гусеничных ма-
шин, щек дробилок, черпаков землечерпательных ма-
шин, скипов, крестовин железнодорожных и трамвай-
ных путей и т. д.), применяют высокомарганцовистую
аустенитную сталь 110Г13Л (1,0—1,5 % С; 11,0—
15,0 % Мп).
Структура стали 110Г13Л после литья — аустенит и
избыточные карбиды (Мп, Fe)3 С, снижающие проч-
ность и вязкость стали. Поэтому литые изделия зака-
ливают с 1100 °C в воде. При таком нагреве карбиды
растворяются и сталь после закалки имеет аустенит-
ную структуру. Сталь с такой структурой обладает
следующими механическими свойствами: ов = 8004-
4-900 МПа, стоа = 3104-350 МПа, 6 = 154-25 %; яр =
= 204-30 %; НВ 180—200.
Для стали с аустенитной структурой характерен
низкий предел текучести (примерно 30 % от ов). Такая
сталь сильно упрочняется под влиянием холодной де-
формации.
Если детали работают в условиях- значительных
давлений и ударных нагрузок, вызывающих наклеп, то
твердость и сопротивление стали износу повышаются.
Если же при эксплуатации наблюдается только
абразивный износ, то сталь не обнаруживает повышен-
ной износостойкости.
Глава НОРРОЗИОННОСТОИКИЕ
XIV (НЕРЖАВЕЮЩИЕ) СТАЛИ
И СПЛАВЫ
Коррозией называют разрушение
металлов под действием окружаю-
щей среды. При этом металлы часто покрываются
продуктами коррозии. В результате воздействия внеш-
ней среды механические свойства металлов резко
ухудшаются, иногда даже при отсутствии видимого
изменения внешнего вида поверхности.
Различают химическую коррозию,
протекающую при воздействии на
металл газов (газовая коррозия)
и неэлектролитов (нефть и ее произ-
водные), и электрохимическую кор-
розию, вызываемую действием элек-
тролитов, (кислот, щелочей и солей).
Кэлектрохимической коррозии от-
носятся также атмосферная и поч-
венная коррозия.
Электрохимическая коррозия развивается в ре-
зультате работы большого числа короткозамкнутых
гальванических элементов, образующихся вследствие
неоднородности металла (наличия различных фаз, лик-
вации, границ зерен, включений и т. д.) или внешней
среды (различная концентрация ионов в электролите,
разные температуры и т. д.). Коррозия (растворение
металла) происходит в основном на анодных участках
поверхности.
Существует несколько видов электрохимической
коррозии. Если металл однороден (например, однород-
ный твердый раствор), то наблюдается равномерная
коррозия, протекающая примерно с одинаковой ско-
ростью по всей поверхности металла. В неоднородном
металле, что является наиболее частым случаем, корро-
зия носит локальный характер и охватывает только
некоторые участки поверхности. Эту местную, или
локальную, коррозию подразделяют на т о ч е ч н у ю,
пятнистую и с язвами (питтингами).
Очаги пятнистой и точечной коррозии являются кон-
центраторами напряжений.
Питтинговая коррозия весьма опасна, так как при
малых потерях массы на металле возникают глубокие
местные поражения, которые могут привести к сквоз-
• ным дефектам. Наиболее опасна так называемая
ин теркристал л итная коррозия, рас-
пространяющаяся по границам зерен вследствие более
Низкого их электрохимического потенциала. Корро-
зия без заметных внешних признаков быстро разви-
вается по границам зерен, вглубь, резко снижая при
этом механические свойства. Сталь, пораженная интер-
кристаллитной коррозией, теряет металлический звук
и при изгибе дает надрывы по границам зерен в местах
коррозионного разрушения металла. Кроме того, раз-
личают коррозию под напряжением,
которая возникает при одновременном действии корро-
зионной среды и обычно напряжений растяжения.
При этом разрушение происходит вследствие обра-
зования и быстрого продвижения трещины без замет-
кой микропластической деформации при напряжениях
ниже временного сопротивления разрыву. Разновид-
ностью этой коррозии является коррозионное
растрескивание, те. образование в металле
тонкой сетки трещин при воздействии коррозионной
среды и напряжений.
Сталь, устойчивую против газовой коррозии при
высоких температурах (свыше 55 °C), называют ж а -
ростой кой. Стали, устойчивые против электро-
химической коррозии, называют коррозион-
ностойкими (нержавеющими)1. Повышение
устойчивости стали против коррозии достигается вве-
дением в нее элементов, образующих на поверхности
защитные пленки, прочно связанные с основным ме-
таллом и предупреждающие контакт между сталью
и наружной агрессивной средой, а также повышающих
электрохимический потенциал в разных агрессивных
средах.
Повышение окалиностойкости достигается введе-
нием в сталь хрома, а также алюминия или кремния,
т. е. элементов, растворяющихся в железе и образую-
1 Коррозионная стойкость определяется скоростью коррозии, выра-
женной глубинным Кг, мм/год, или массовым /<м, г/м2, показателями,
которые связаны соотношениями Кг — 8,76/<м/у, мм/год, где у — плот-
ность металла, г/м3. Для оценки общей коррозионной стойкости исполь-
зуют также шкалы ГОСТ.
щих в процессе нагрева защитные пленки оксидов
(Сг, Fe)2O3 (Al, Fe)2O3. Введение в сталь 5—8 % Сг
повышает окал и постой кость до 700—750 °C, увеличе-
ние содержания хрома до 15—17 % делает сталь ока-
линостойкой до 950—1000 °C, а при содержании
25 % Сг сталь остается окалиностойкой до 1100 °C.
Стали, устойчивые против электрохимической кор-
розии (ГОСТ 5632—72), можно разделить на два ха-
рактерных класса: хромистые, имеющие после охлажде-
ния на воздухе ферритную или мартенситную струк-
туру, и хромоникелевые с аустенитной структурой.
Хромистые коррозионностойкие стали. Введение
12—13 % Сг делает сталь устойчивой против коррозии
на воздухе, в морской и пресной воде и некоторых
кислотах. При увеличении содержания хрома более
15 % сталь приобретает устойчивость против коррозии
в окислительных средах, в том числе в азотной кислоте.
Более широко применяют хромистые стали 12X13,
20X13, 30X13 и 40X13, содержащие 12—14 % Сг,
а также стали 12X17 и 15X28, содержащие 0,12—
0,15 % С, 17 и 28 % Сг. В сталях с 13 % Сг при нагреве
и охлаждении протекает а -у-превращение. Стали
20X13, 30X13 и 40X13 относятся к мартенситному
классу, а сталь 10X13 к мартенситно-ферритному
классу (содержит не менее 10 % феррита). Стали 12X17
и 15X28 (17 и 28 % Сг) относятся к ферритному классу.
Стали с 13 % Сг обладают наилучшей стойкостью
против коррозии лишь при условии, что весь хром
находится в а- твердом растворе (феррите). В этом
случае он образует на поверхности защитную пленку
типа (Сг, Fe)aO3. Образование карбидов (Сг7Са, СгмС(;)
в сталях с повышенным углеродом уменьшает содержа-
ние хрома в твердом растворе, создает двухфазную
структуру и понижает коррозионную стойкость. По-
этомт увеличение содержания углерода ухудшает кор-
розионную стойкость.
Коррозионная стойкость повышается термической
обработкой и созданием шлифованной и полированной
поверхности.
Стали 30X13 и 40X13 используют для изготовле-
ния хирургических инструментов, карбюраторных
игл и т. п.
Сталь 12X17 применяют для изготовления обору-
дования заводов пищевой и легкой промышленности.
Сталь 15X28 для аппаратуры, работающей в более
агрессивных средах. Недостатком ферритных сталей
является то, что возникающее при перегреве (напри-
мер, при сварке) крупное зерно не может быть устра-
нено термической обработкой.
Аустенитные (хромоникелевые) коррозионностойкиг
стили. Типичной аустенитной коррозионностойкой
сталью является 12Х18Н9 (0,12 % С; 17—19 % Сг
и 8—Ю % Ni). Стали дороги, ориентировочная стои-
мость 790—1330 руб. за 1,0 т.
Фазовый состав этих сталей в равновесном состоя-
нии — аустенит + карбиды (Сг, Fe)23C6 + феррит.
Хромоникелевые коррозионностойкие стали под-
вергают закалке с 1100—1150 СС в воде для получения
однофазной аустенитной структуры. В закаленном
состоянии эти стали обладают наибольшей устойчи-
востью против коррозии. Они полностью устойчивы
в пресной и морской воде, в органических, а также
в азотной и серной кислотах и ряде других сред.
Закаленная сталь с аустенитной структурой имеет
сравнительно невысокую прочность, резко понижен-
ный предел текучести и большую пластичность: ов =
= 5504-580 МПа; о012 = 2004-220 МПа; б = 404-45 %
и ф = 554-60 %. Закаленная сталь легко штампуется
и хорошо сваривается.
Прочность стали повышается холодной деформа-
цией до 1200—1300 МПа, при этом пластичность па-
дает (6 = 5%).
При нагреве аустенитной стали до 500—700 °C
из аустенита по границам зерен выделяются карбиды
хрома. Поэтому концентрация хрома в твердом растворе
пограничных областей становится меньше 12 %. Это
резко снижает сопротивление коррозии. Сталь
приобретает склонность к межкри-
сталлитной коррозии.
Межкристаллитную коррозию можно предотвра-
тить введением сильных карбидообразующих элемен-
тов — титана в количестве 5С—0,7, где С — содержа-
ние углерода в стали.
Титан связывает углерод в стойкие карбиды TiCs
что исключает возможность образования карбидов
хрома и снижения его концентрации в аустените.
Стали 08Х18Н10Т и 12Х18Н12Т не подвержены меж-
кристаллитной коррозии.
Высокое сопротивление межкристаллитной корро-
зии, хорошую пластичность и свариваемость имеют
низкоуглеродистые стали 04Х18Н10 и 03Х18Н12Т,
предназначенные для изготовления химической аппа-
ратуры.
Нашли применение аустенитные стали 15Х17АГ14,
12Х17Г9АН14, в которых никель полностью или ча-
стично заменен марганцем и азотом (0,15—0,4 % N);
Мп и N стабилизируют аустенит.
Аустенитно-мартенситные коррозионностойкие
стали. Особую группу представляют аустенитно-мар-
тенситные коррозионностойкие стали, например сталь
09Х15Н8Ю «0,09 % С; 14—16 % Сг, 7—9 % Ni, 0,7—
1,3 % Al).
. Эти стали наряду с хорошей устойчивостью против
атмосферной коррозии обладают высокими механи-
ческими свойствами.
Аустенитно-мартенситные стали для повышения ме-
ханических свойств подвергают закалке с 975 °C, при
этом сталь получает аустенитную структуру, обладает
достаточно высокой пластичностью и может быть под-
вергнута пластической деформации и обработке реза-
нием; обработке холодом при температурах от —50
до —75 °C для частичного перевода аустенита (около
40 %) в мартенсит; отпуску (старению) при 450—
500 °C.
При старении из мартенсита выделяются дисперс-
ные частицы соединения Ni3Al; упрочненная такой
обработкой сталь имеет следующие механические свой-
ства: ов = 1200 МПа, о012 = 950 МПа.
Аустенитно-ферритные коррозионностойкие стали.
Стали 08Х22Н6Т, 03Х23Н6, 08X21Н6М2Т и др. после
закалки в воде с 1000—1050 °C имеют структуру, со-
стоящую из равномерно чередующихся зерен аусте-
нита и 6-феррита (1 1). Эти стали обладают высокими
механическими свойствами (ов = 600-4-700 МПа,
°о,2 — 450—550 МПа, 6 = 30 %, ф — 50 %), хорошей
коррозионной стойкостью в окислительных и окисли-
тельно-восстановительных средах, хорошей сопротив-
ляемостью интеркристаллитной коррозии и коррозион-
ному растрескиванию и содержит меньше дорогостоя-
щего никеля. Стали применяют в металлургической,
химической и пищевой промышленности.
Глава ЖАРОПРОЧНЫЕСТАЛИ
XV И СПЛАВЫ
Жаропрочные стали и сплавы предназначены для изго-
товления деталей котлов, газовых турбин, реактивных
двигателей, ракет, атомных устройств и др., работаю-
щих при высоких температурах.
Повышение температуры сильно понижает меха-
нические свойства. При этом следует иметь в виду, что
если при высокой температуре нагрузить металл по-
стоянно действующим напряжением, даже ниже пре-
дела текучести при этой температуре, и оставить его
под нагрузкой длительное время, то металл в течение
всего времени действия температуры и нагрузки будет
деформироваться с определенной скоростью. Это явле-
ние получило название ползучести или крип а.
Развитие ползучести может привести к разрушению
металла.
Сопротивление металла ползу-
чести и разр у<ш ению в области вы-
соких температур при длительном
действии нагрузки называют жа-
ропрочностью. Жаропрочность характеризуется
условным пределом ползучести и пределом длительной
прочности.
Под условным пределом ползу-
чести понимают напряжение, кото-
рое за установленное время испы-
тания при данной температуре вы-
зывает заданное удлинение об-
разца или заданную скорость де-
формации (ползучести).
Предел ползучести обозначают через о и число-
выми индексами. Так, О0.2/100 означает предел ползу-
чести при допуске на деформацию 0,2 % за 100 ч испы-
тания при 700 °C. В случае определения предела пол-
зучести по скорости ползучести его обозначают бук-
вой а с двумя числовыми индексами. Нижний индекс
означает заданную скорость ползучести (%/ч), верх-
ний индекс — температуру испытания, °C; так, —
предел ползучести при скорости ползучести 1.10-5 %/ч
при 600 СС.
Предел длительной прочности,
т. е. наибольшее и а п р я ж е и и е, вызы-
вающее разрушение металла за
определенное время при постоян-
ной температуре, обозначают о
с двумя числовыми индексами. Так
о woo означает предел длительной прочности за 1000 ч
при 700 °C.
Повышения жаропрочности достигают легирова-
нием твердого раствора, приводящим к увеличению
энергии связи между атомами, в результате чего про-
цессы диффузии и самодиффузии задерживаются, а тем-
пература рекристаллизации возрастает, созданием
у сплава специальной структуры, состоящей из вкрап-
ленных в основной твердый раствор и по границам зе-
рен дисперсных карбидных и особенно интерметаллид-
ных фаз. Такая структура получается в результате
закалки с высоких температур и последующего старе-
ния. Наличие равномерно распределенных дисперсных
избыточных фаз затрудняет пластическую деформацию
при высоких температурах. Чем крупнее зерно, тем
выше жаропрочность.
Кроме того, жаропрочные стали и сплавы должны
обладать высокой жаростойкостью (о к а -
л и н о с т о й к о с т ь ю).
Жаропрочные сплавы для работы при высоких
температурах (до 700—950 °C) создаются на основе
железа, никеля и кобальта, а для работы при еще бо-
лее высоких температурах (до 1200—1500 °C)—на
основе хрома, молибдена и других тугоплавких ме-
таллов
Рабочие температуры жаропрочных сталей состав-
ляют 500—750 °C. При температурах до 600 °C чаще
используют стали на основе a-твердого раствора, а при
более высоких температурах — на основе у-твердого
раствора с гранецентрированной кубической решеткой.
Стали перлитного класса (ГОСТ 20072—79). Для
изготовления малонагруженных деталей и узлов энер-
гетических установок, работающих при температурах
не выше 500—580 °C, используют низкоуглеродистые
стали перлитного класса, содержащие не менее 1 %
хрома, молибдена и ванадия. Эти элементы, повышая
температуру рекристаллизации феррита и затрудняя
диффузионные процессы, повышают жаропрочность
стали.
Для изготовления деталей котельных установок,
работающих при 510 °C и давлении 1000—1100 /МПа,
применяют сталь 15ХМ или более жаропрочную
12Х1МФ. Сталь 12Х1МФ удовлетворительно обра-
батывается давлением и сваривается. После нормали-
зации 960—980 °C и отпуска при 740 °C предел ползу-
чести этой стали Ojo-« = 120 МПа, а о*. = 85 /МПа;
предел длительной прочности = 140 МПа.
Стали мартенситно-ферритного класса. Детали
и узлы газовых турбин и паросиловых установок изго-
тавливают из мартенситных сложнолегированных ста-
лей 18Х12ВМБФР и 15Х12ВНМФ, в состав которых
входят Mo, W, V, Nb, В. Эти элементы повышают тем-
пературу рекристаллизации. Они образуют карбиды
типа Л4гзС6, М7С3, Л42С, МС и соединение Fe2Mo, в ре-
зультате повышается жаропрочность стали.
Рабочие температуры этих сталей могут достигать
600—620 °C.
Для получения оптимальной жаропрочности высоко-
хромистые стали закаливают на мартенсит. Структура
сталей после отпуска — сорбит и троостит. Для стали
18Х12ВМБФР при 550 °C Ою» = 250-г-ЗОО, а для стали
15Х12ВНМФ — 200 МПа.
Стали аустенитного класса (ГОСТ 5632—72). Для
получения структуры аустенита эти стали должны
содержать большое количество хрома, никеля и мар-
ганца. Для достижения высокой жаропрочности их
дополнительно легируют Mo, W, V, Nb и В. Эти стали
идут для изготовления деталей, работающих при 500—
750 °C. Жаропрочность аустенитных сталей выше, чем
перлитных и мартенситно-ферритных сталей.
Аустенитные стали пластичны и хорошо свари
ваются, однако обработка их резанием затруднена.
Аустенитные стали по способу упрочнения делят
на три группы: 1) твердые растворы, содержащие
сравнительно мало легирующих элементов; 2) твердые
растворы с карбидным упрочнением. В этом случае
упрочняющими фазами могут быть как первичные
(TiC, VC, ZrC, NbC и др.), так и вторичные карбиды
(Л423С6, Л47С3, ЛДС), выделяющиеся из твердого рас-
твора; 3) твердые растворы с интерметаллидным упроч-
пением. Упрочняющей фазой в этих сталях является
у'-фаза типа Ni3Ti, Ni3Al, Ni3Nb и др.
Стали с интерметаллидным упрочнением более жа-
ропрочны, чем стали с карбидным упрочнением.
Аустенитные жаропрочные стали со структурой
твердых растворов (например, 09Х14Н16Б и
09Х14Н18В2БР) предназначены для работы при 600—
700 °C, их применяют после закалки с 1100—1160 °C
в воде или на воздухе.
Для достижения высокой жаропрочности аусте-
нитные стали с карбидным и интерметаллидным упроч-
нением подвергают закалке с 1050—1200 °C в воде,
масле или на воздухе для растворения карбидных и
йнтерметаллидных фаз в твердом растворе — аусте-
ните — и получения после охлаждения однородного
высоколегированного твердого раствора и старению
при 600—850 °C для выделения дисперсных фаз из
твердого раствора, упрочняющих сталь.
Высокая жаропрочность сталей с карбидным упроч-
нением достигается введением в хромоникелевый или
хромоникельмарганцовистый аустенит 0,3—0,5 % С и
карбидообразующих элементов Mo, W, V, Nb и др.
К этим сталям относятся, например, стали
45Х14Н14В2М и 40Х12Н8Г8МФБ, а также сталь
40Х15Н7Г7Ф2МС, в которой никель частично заменен
марганцем. Длительная прочность этой стали
составляет 400 МПа.
К сталям с интерметаллидным упрочнением отно-
сится большая группа сложнолегированных сталей,
содержащих, кроме хрома и никеля, титан, алюминий,
вольфрам, молибден и бор. Содержание углерода в этих
сталях должно быть небольшое, так как он связывает
молибден и вольфрам в карбиды, что понижает жаро-
прочность аустенита. Бор упрочняет границы зерен
аустенита в результате образования боридов.
К этой группе относится сталь 10Х11Н2ТЗР, при-
меняемая в виде листов для изготовления сварных
деталей, работающих при температурах 550—750 °C,
а также сталь 10X11H23T3MP. Длительная прочность
о loo и Ojoo этих сталей составляет 550—600 и 300—
400 МПа соответственно.
Жаропрочные сплавы на никелевой основе
(ГОСТ 5632—72). Жаропрочные сплавы на основе
никеля называют нимониками. Ути сплавы пред-
назначены для изготовления деталей с длительным
сроком службы при 650—850 °C.
Для получения высокой окалиностойкости никель
легируют хромом (20 %), а для повышения жаропроч-
ности— титаном (1,0—2,8 %) и алюминием (0,55—
5,5 %). В этом случае при старении закаленного сплава
в основном у-твердом растворе образуется интерметал-
лидная у'-фаза [типа Ni3 (Ti, Al)], а также карбиды
TiC и нитриды TiN, увеличивающие прочность при
высоких температурах. Дальнейший рост жаропроч-
ности достигается легированием сплавов 2,0—11 % Мо
и 2,0—11 % W, повышающими температуру рекристал-
лизации и затрудняющими процесс диффузии в твер-
дом растворе, определяющий коагуляцию избыточных
фаз и рекристаллизацию. Добавление к сложнолеги-
рованным сплавам 4—16 % Со еще больше увеличи-
вает жаропрочность и технологическую пластичность
сплавов. Для упрочнения границ зерен у-твердого
раствора сплав легируют бором и цирконием. Они
устраняют вредное влияние примесей, связывая их
в тугоплавкие соединения. Примеси серы, сурьмы,
свинца и олова понижают жаропрочность сплавов и
затрудняют их обработку давлением.
Наиболее широко используют никелевый сплав
ХН77ТЮР. После закалки с 1080—1120 °C он имеет
структуру, состоящую из пересыщенного у-раствора
с г. ц. к. решеткой, и поэтому небольшую прочность
и высокую пластичность, допускающую глубокую штам-
повку, гибку и профилирование. Сплав удовлетвори-
тельно сваривается. После закалки и старения при
700 °C сплав получает высокую жаропрочность.
Широко применяют сплав ХН70ВМТЮ, обладаю-
щий хорошей жаропрочностью и достаточной пластич-
ностью при 700—800 °C.
Предел длительной прочности сплава = 200-4-
4-250 МПа.
Тугоплавкие металлы и сплавы на их основе. Туго-
плавкими называют металлы, температура плавления
которых выше, чем у железа.
Наибольшее значение в технике имеют тугоплав-
кие металлы Nb, Мо, Сг, Та и W с температурой плав-
ления соответственно 2468, 2625, 1275, 2996 и 3410 °C.
Ориентировочная стоимость этих металлов от 25 до
350 руб. за 1,0 кг.
Интерес к тугоплавким металлам и сплавам на их
основе возрос в связи со строительством ракет, косми-
ческих кораблей, атомных реакторов и развитием
энергетических установок, отдельные детали и узлы
которых работают при температурах до 1500—2000 °C.
Молибден, вольфрам и хром обладают высокой
жаропрочностью, однако они склонны к хрупкому
разрушению из-за высокой температуры порога хладно-
ломкости, которую особенно, сильно повышают при-
меси внедрения С, N, Н и О. После деформации ниже
температуры рекристаллизации (1100—1300 °C) порог
хладноломкости молибдена и вольфрама понижается.
Ниобий и тантал в отличие от вольфрама и молибдена —
металлы с хорошей пластичностью и свариваемостью.
Молибден и вольфрам в чистом виде используют
в радио- и электронной промышленности (нити накали-
вания, листовые аноды, сетки, пружины катодов,
нагреватели и т. д.). Вследствие малого поперечного
сечения захвата нейтронов и отсутствия взаимодей-
ствия с расплавленными щелочными металлами нио-
бий применяют для изготовления теплообменников
атомных реакторов.
Жаропрочность чистых металлов сравнительно не-
велика. Более высокой жаропрочностью обладают
сплавы на основе тугоплавких металлов. Повышение
жаропрочности достигается в результате образования
легированного твердого раствора или твердого раствора,
который добавочно упрочняется мелкодисперсными вы-
делениями типа карбидов ZrC, (Ti, Zr) С и др., окси-
дов (ZrO2) и т. д. Все тугоплавкие металлы обладают
низкой жаростойкостью. Поэтому при температурах
600—800 °C их нужно защищать от окисления.
Для молибдена и вольфрама лучшими считаются
термодиффузионные силицидные покрытия (MoSi2,
WSi2).
Поверхностные покрытия чаще применяют для де-
талей, работающих малый срок службы, или одноразо-
вого действия.
Глава ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫЕ
XVI СТАЛИ И СПЛАВЫ
Инструментальными сталями на -
зывают углеродистые и легирован-
ные стали, обладающие высокой
твердостью, прочностью и износо-
стойкостью. Их применяют для изготовления
режущих, измерительных инструментов и штампов.
В инструментальных сталях содержится 0,7—1,5 %
углерода.
Углеродистые инструментальные стали
(ГОСТ 1435—74) маркируют буквой У (углеродистая);
следующая за буквой У цифра (У7, У8, У10 и т. д.)
показывает среднее содержание углерода в десятых
долях процента. Буква А в конце марки указывает, что
сталь высококачественная (например, У8А).
Легированные инструментальные стали
(ГОСТ 5950—73) X, 9ХС, 9ХФ, 7X3 и т. д. маркируют
цифрой, показывающей среднее содержание углерода
в десятых долях процента, если его содержание менее
1 %. При содержании углерода около 1 % цифру
не пишут. Буквы обозначают легирующие элементы,
а следующие за ними цифры указывают содержание
(в целых процентах) соответствующего легирующего
элемента.
Быстрорежущие стали маркируют буквой Р
(ГОСТ 19265—73). Следующая за ней цифра указывает
среднее содержание основного легирующего элемента
быстрорежущей стали — вольфрама в процентах.
Среднее содержание молибдена, ванадия и кобальта
в стали обозначают цифрой за буквами М, Ф и К.
Стали для режущих инструментов. Твердость ре-
жущей кромки сверл, метчиков, разверток, резцов,
фрез и другого режущего инструмента после закалки
и низкого отпуска должна быть в пределах НЕС 60—65
и значительно превышать твердость обрабатываемого
материала. Кроме того, режущая часть инструмента
должна иметь высокую износостойкость, а также до-
статочную прочность при некоторой вязкости для пре-
дупреждения поломок инструмента в процессе работы.
Углеродистые инструментальные стали У7, (У7А),
УЮ (У10А), УН (УНА), У12 (У12А) вследствие ма-
лой устойчивости переохлажденного аустенита имеют
небольшую прокаливаемость, их применяют для изго-
товления инструментов небольших размеров.
Достоинствами углеродистых инструментальных ста-
лей являются дешевизна, невысокая твердость после
отжига (НВ 1660—1920) и хорошая обрабатываемость
резанием и давлением в отожженном состоянии.
Крупные недостатки их: узкий интервал закалоч-
ных температур и необходимость закалки с охлажде-
нием в воде или водных растворах щелочей (солей),
что усиливает деформацию и коробление инструмента
и способствует образованию трещин. Поэтому инстру-
менты сложной формы с резкими переходами и боль-
шим соотношением длины к диаметру из углеродистых
сталей не изготавливают. Стали проходят закалку
и низкий отпуск (HRC60—63).
Углеродистые стали можно использовать для мел-
кого инструмента, работающего из-за низкой их тепло-
стойкости с малыми скоростями резания, так как при
нагреве выше 190—200 °C твердость его сильно пони-
жается.
Легированные инструментальные стали меньше
чувствительны к перегреву, имеют большую прокали-
ваемость и позволяют проводить охлаждение при за-
калке в масле, что уменьшает деформацию и коробле-
ние инструмента. Поэтому из легированных сталей
изготавливают инструменты сложной формы с боль-
шим отношением длины к диаметру (например, про-
тяжки).
Так, стали 9ХС и ХВСГ характеризуются повышен-
ной закаливаемостью и прокаливаемостью, вследствие
чего они получают высокую твердость (HRC 62—63)
как при охлаждении в масле, так и при ступенчатой
закалке. Кроме того, инструмент из этих сталей сохра-
няет высокую твердость режущей кромки при нагреве
до 225—250 °C. При ступенчатой закалке деформация
инструментов незначительна.
Недостатком сталей 9ХС, ХВСГ является склон-
ность их к обезуглероживанию при нагреве и по-
вышенная твердость в отожженном состоянии
(НВ 1870—2410), что ухудшает обрабатываемость этих
сталей резанием.
Указанные стали используют для изготовления
круглых плашек, разверток, зенкеров.
Такие легированные инструментальные стали, как
9ХС и ХВСГ, не обладают высокой устойчивостью
против отпуска и пригодны только для резания с не-
большой скоростью.
Легированные стали закаливают в масле и подвер-
гают отпуску при 150—160 °C для сохранения твер-
дости HRC 61—64.
Быстрорежущая сталь. Быстрорежущие стали в от-
личие от других инструментальных сталей обладают
высокой теплостойкостью (красностойкостью), т. е.
способностью сохранять мартенситную структуру и
соответственно высокую твердость, прочность и изно-
состойкость при повышенных температурах, возни-
кающих в режущей кромке при резании с большой
скоростью. Эти стали сохраняют мартенситную струк-
туру при нагреве до 600—620 °C. Поэтому применение
быстрорежущих сталей позволяет значительно повы-
сить скорость резания (в 2—4 раза) и стойкость инстру-
ментов (в 10—30 раз).
Основными легирующими элементами, обеспечи-
вающими теплостойкость быстрорежущих сталей,
являются вольфрам и его химический аналог молиб-
ден, а также ванадий. Сильно повышает теплостой-
кость быстрорежущих сталей кобальт.
Составы, %, широко применяемых быстрорежущих
сталей, имеющих примерно одинаковую умеренную
теплостойкость и режущие свойства, приведены ниже;
С Cr W V Мо
Р18.........0,7—0,8 3,8—4,4 17,0—18,5 1,0—1,4 До 1,0
Р6М5........ 0,8—0,88 3,8—4,4 5,5—6,5 1,7—2,1 5,0—5,5
Из этих сталей изготавливают сверла, фрезы, дол-
бяки, протяжки, развертки, пилы, напильники для
твердых металлов и другой инструмент.
Наиболее широко используют сталь Р6М5 с мень-
шим содержанием вольфрама.
Быстрорежущие стали относятся к карбидному
(ледебуритному) классу. Их фазовый состав в отожжен-
ном состоянии представляет собой легированный феррит
и карбиды М6С, М23Св, МС, М3С. В феррите растворена
большая часть хрома; почти весь вольфрам (молибден)
и ванадий находятся в карбидах.
Для снижения твердости, улучшения обработки ре-
занием и подготовки структуры стали к закалке быстро-
р >;;у.цую сталь после ковки подвергают отжигу при
860—880 °C.
Для придания стали теплостойкости инструменты
подвергают закалке и многократному отпуску (рис. 100).
Сталь Р18 закаливают с температуры 1270—1290 °C,
а Р6М5 — с 1210—1230 °C. Высокие температуры за-
калки необходимы для более полного растворения
Нв+255 HRCSO-oZ
НЯСБЗ-65
ч>л*к(-го%) ^/(^„(1-2%)
(зернистый imp/нш) +K*Aoai{~307<>)
Ри-е- W0. Схема термической обработки быстрорежущей стали Р6М&.
Ф.п — легированный феррит; К ₽— карбид; М — мартенсит; А^ст —
остаточный аустенит. В скобках показано количество углерода в мар-
тенсите и количество остаточного аустенита в структуре стали, %
вторичных карбидов и получения при нагреве высоко-
легированного хромом, вольфрамом, молибденом и ва-
надием аустенита. Это обеспечивает получение после
закалки мартенсита, обладающего высокой устойчи-
востью против отпуска, т. е. теплостойкостью. Для
быстрорежущих сталей, имеющих много избыточных
(эвтектических и вторичных) карбидов, характерно
сохранение мелкого зерна (балл 11—10), даже при
нагреве до указанных выше очень высоких температур
закалки. Во избежание образования трещин в инстру-
менте при нагреве до температуры закалки его подогре-
вают.
Выдержка при температуре закалки должна быть
непродолжительной — от 8 до 9 с на каждый милли-
метр диаметра или наименьшей толщины инструмента
при нагреве в расплавленной соли (чаще в BaCU) и
12—14 с при нагреве в печи. Охлаждающей средой
при закалке чаще является масло. Для уменьшения
деформации инструментов применяют ступенчатую за-
калку в расплавленных солях (KNO3) при 4G0—500 °C,
а для крупного фасонного инструмента — при 600—
650 °C. Структура быстрорежущей стали после закалки
представляет собой высоколегированный мартенсит,
содержащий 0,3—0,4 % С, нераствореиные избыточные
карбиды и остаточный аустенит. Остаточный аустенит
понижает режущие и механические свойства стали,
ухудшает се шлифуемость и стабильность размеров
инструмента.
После закалки следует трехкратный отпуск при
550—570 °C, вызывающий превращение остаточного
аустенита в мартенсит и дисперсное твердение за счет
выделения карбидов. Первый отпуск уменьшает коли-
чество остаточного аустенита до 15 %, второй до 5 %
'л третий до 1—2 %.
Режущие свойства инструмента, не подвергающе-
гося переточке по всем граням (сверла, развертки,
метчики, фрезы), можно повысить азотированием при
550—560 °C.
Быстрорежущие стали дороги — ориентировочно
1770—2650 руб. за 1 т.
Штамповые стали для холодного деформирования
(ГОСТ 5950—73). Для изготовления обрезных, выса-
дочных и вытяжных штампов и других инструментов,
необходимых для деформирования металла в холодном
состоянии, применяют стали, обладающие высокой
твердостью и износостойкостью при достаточной вяз-
кости.
Крупные штампы сложной формы изготавливают
из легированной стали 7ХГ2ВМ (0,68—0,76 % С; 1,8—
2,3 % Мп; 1,5—1,8 % Сг; 0,5—0,9 % W; 0,5—0,8 % Мо
и 0,1—0,25 % V). Возможность закалки их с охлажде-
нием в масле и горячих средах уменьшает склонность
к деформации.
Для изготовления штампов, испытывающих по-
вышенный износ (сложные дыропрошивные матрицы
и пуансоны, матрицы глубокой высадки листового ме-
талла, формовочные матрицы сложных форм для фор-
мовки листового металла), применяют высокохро-
мистые стали Х12М (1,45—1,65 % С; 11—12,5 % Сг;
0,15—0,3 % W и 0,4—0,6 % Mo) и Х12Ф1 (1,25—
1,45 % С; 11—12,5 % Сг и 0,7—0,9 % V).
Сталь с 12 % Сг обладает высокой прокаливае-
мостью (до 150—200 мм). Стали закаливаются с охла-
ждением па воздухе, в масле или в расплавленных
солях с температурой 340—360 °C. После закалки они
сохраняют повышенное количество остаточного аусте-
нита (15—20 %), что обеспечивает минимальные де-
формации.
Штампы из стали Х12М закаливают с 1000—1050 °C,
а из стали Х12Ф1 — с 1040—1070 °C, отпускают их
при 150—170 °C.
После такой обработки сталь имеет высокую твер-
дость (HRС 60—63). Если необходимо получить более
высокую вязкость, то температуру отпуска повышают
до 200—275 °C, при этом твердость снижается до
HRC 58—59.
Недостатком высокохромистых сталей является
трудность обработки деталей из них резанием в отож-
женном состоянии (твердость НВ 207—208).
Для изготовления штампов холодной высадки, прес-
сования и накатных инструментов применяют стали
с повышенным сопротивлением пластической дефор-
мации. Так, сталь 6Х6ВЗМФС (0,5—0,6 % С; 0,6—
0,9 % Si; 5,5—6,5 % Сг; 2,5—3,2 % W; 0,6—0,9 % Мо;
0,5—0,8 % V) после закалки с 1070—1090 °C стано-
вится устойчивой против нагрева, что позволяет по-
лучить высокую твердость (HRC 58—62) после отпуска
при 540—560 °C.
Штамповые стали для горячего деформирования
(ГОСТ 5950—73). Стали для штампов, деформирующих
металл в горячем состоянии, должны иметь высокие ме-
ханические свойства при повышенных температурах
и выдерживать многократные нагревы и охлаждения
без образования трещин (сетки разгара). Кроме того,
эти стали должны обладать высокой прокаливаемостью
и быть нечувствительными к отпускной хруп-
кости.
Для молотовых штампов, подверженных ударным
нагрузкам, применяют сталь 5ХНМ (0,5—0,6 % С;
0,5—0,8 % Сг; 1,4—1,8 % Ni и 0,15—0,3 % Мо) или
5ХГМ, в состав которой вместо дорогого никеля вве-
ден марганец (1,2—1,6 %), и другие близкие по со-
ставу стали. Штампы после закалки с 820—860 °C
и охлаждения в масле отпускают при 500—580 °C для
получения сорбитной структуры и повышенной вяз-
кости. Сталь имеет твердость в пределах HRC 35—45
(НВ 321—430). Для штампов горячей высадки и прес-
сования, продолжительно соприкасающихся с нагре-
тым металлом и нагревающихся до более высоких тем-
ператур, применяют более легированную сталь, на-
пример 4Х5МФ1С (0,4 % С; 1,0 % Si; 5,0 % Сг;
1,35 % Мо; 1,0 % V), сохраняющую повышенную твер-
дость и прочность при нагреве. После закалки с 1070 °C
в масле и отпуска при 610—620 °C она имеет твердость
HRC 45.
Из стали 4Х5МФ1С изготавливают детали для
форм литья медных и алюминиевых сплавов под дав-
лением.
Стали для валков холодной прокатки
(ГОСТ 3541—79) должны обладать высокой твердостью,
сопротивлением износу, хорошим сопротивлением хруп-
кому разрушению и полируемостыо. Для валков диа-
метром до 400 мм применяют стали 9X1, 9X2, 9ХФ,
9Х2МФ и др., а для валков с диаметром бочки 600—
900 мм —9X2, 9Х2МФ, 60ХСМФ и др.
Эти стали содержат 0,6—0,9 % С; 0,2—2,0 % Si;
1,5—2,0 % Сг; 0,2—0,8 % Мо; 0,1—0,2 % V.
Термическая обработки валков заключается в улуч-
шении и последующей поверхностной закалке при
индукционном нагреве токами промышленной частоты
и низкотемпературном отпуске (130—200 °C).
Стали для валков горячей прокатки (ГОСТ 9487—70
и ГОСТ 10207—70) должны обладать высокой сопро-
тивляемостью против образования трещин (сетки раз-
гара), термостойкостью, износостойкостью и сопротив-
лением усталостному разрушению. Чаще валки изго-
товляют из стали 55Х (0,5—0,6 % С; 1,0—1,3 % Сг);
60ХН (0,5—0,65 % С; 0,5—0,6 % Сг; 1,0—1,5 % Ni);
и 60ХГ (0,5—0,65 % С; 0,8—1,0 % Мп; 1,1—1,3 % Сг
и 0,40 % Ni).
Для измельчения зерна, уменьшения внутренних
напряжений, образующихся при ковке, и повышения
механических свойств валки подвергают нормализа-
ции и высокому отпуску при 640—680 °C длитель-
ностью 4—7 ч на 100 мм диаметра для предупреждения
образования флокенов.
1 (осле нормализации и отпуска стали должны иметь
механические свойства: ов 665 МПа; б 10 %;
KCU > 0,25 МДж/м2, НВ 223—277.
Для валков горячей прокатки применяют также
легированные чугуны.
Инструментальные
металлокерамические твердые сплавы
Металлокерамическими твердыми
сплавами называют сплавы, состоя-
щие из карбидов вольфрама и ти-
тана. Сильно измельченные частицы этих твердых,
но хрупких карбидов и частицы кобальта прессуют
и спекают. Кобальт, содержание которого в сплавах,
применяемых для резания, не превышает 10 %,
а в сплавах, используемых для штампов, достигает
15—25 %, играет роль связывающего вещества.
Изготавливают твердые сплавы на основе карбида
вольфрама (вольфрамовые сплавы) и сплавы на основе
карбида вольфрама и карбида титана (титановольфра-
мовые сплавы).
Вольфрамовые сплавы содержат 75—97 % WC и
соответственно 25—3 % Со (сплавы ВКЗ, ВК4, ВК6,
ВК.8, ВКЮ, ВК15, ВК20 и др.). По структурному
составу они представляют собой частицы карбида
вольфрама WC, связанные кобальтом.
Титановольфрамовые сплавы содержат 85—
66 % WC, 5—30 % TiC и 12—4 % Со (сплавы Т5К12,
Т5К10, Т14К8, Т15К6, Т30К4). Структура этих спла-
вов состоит из карбидов вольфрама WC и карбидов
титана TiC, связанных кобальтом, а при высоком со-
держании TiC (Т30К4) — из карбида титана и ко-
бальта, так как вольфрам и углерод растворяются
в карбиде титана.
Карбиды вольфрама и особенно титана обладают
высокой твердостью, но хрупки. Поэтому металлоке-
рамические сплавы, содержащие 70—98 % карбидов,
также имеют высокие показатели твердости
(HRA 82—92) и износостойкости, но они хрупки, де-
тали из них плохо сопротивляются изгибу и растяже-
нию. Если работа деталей связана с ударами и толчками,
не исключено выкрашивание сплава.
Твердые сплавы сохраняют высокую твердость и
сопротивление износу до 800—1000 °C. При работе
с инструментами из твердых сплавов можно допустить
разогрев режущей кромки до более высоких темпера-
тур, чем при работе с инструментами из быстрорежу-
щей стали, т. е. инструмент из твердых сплавов может
работать при более высоких скоростях резания.
Инструмент из твердых сплавов изготавливают
в виде пластинок, которые прикрепляют к державке
из стали.
Глава СТАЛИ И СПЛАВЫ С ОСОБЫМИ
XVi! ФИЗИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ
Б этой главе рассмотрены стали и сплавы, для которых
основным предъявляемым к ним требованием является
обеспечение определенного уровня физических свойств.
Механические свойства этих сталей и сплавов чаще
не имеют основного значения. Многие из этих сплавов
являются прецизионными в смысле высокой точности
химического состава и технологии производства.
Магнитные стали и сплавы. Различают м а г -
нити о-т вердые и магнитно-мягкие
магнитные стали (сплавы).
Магнитно-твердые стали и сплавы
применяют для постоянных магнитов. Магнитная энер-
гия постоянного магнита тем выше, чем больше оста-
точная индукция Вг и коэрцитивная сила Не. Магнит-
ная энергия пропорциональна произведению Вг'Х.Н^.
Учитывая, что значения Вг ограничены значениями
намагниченности насыщения ферромагнетика (железа),
увеличение магнитной энергии достигается повыше-
нием коэрцитивной силы Нс.
Для получения высокой коэрцитивной силы стали
должны иметь неравновесную структуру, обычно —
мартенсит.
Для магнитов применяют высокоуглеродистые стали
(чаще с 1,0 % С), легированные хромом и кобальтом,
ЕХ5К5, ЕХ9К15М и др. Хромистые, вольфрамовые
и кобальтовые стали легко обрабатываются давлением
и резанием, но обладают относительно малой магнит-
ной энергией, поэтому из них изготавливают неответ-
ственные магниты массового производства. Коэрцитив-
ная сила легированных сталей составляет 4,8—
12 кА/м, остаточная индукция 0,8—1,0 Тл.
Наибольшее промышленное значение имеют сплавы
а л н и к о, содержащие следующие основные элементы:
13—14 % Ni; 7—9,5 % Al; 15—40 % Со; 2,5—3,5 % Си
и ост. Fe (ЮНДК15, ЮН14ДК25А, ЮНДК31ТЗБА,
ЮНДК40Т8АА, ЮНДК35Т5АА и др.). Ряд сплавов
содержит титан (3—8 %), ниобий (0,8—1,0 %). Коэр-
цитивная сила этих сплавов до 100—150 кА/м, оста-
точная индукция 0,75—1,15 Тл.
Сплавы тверды, хрупки и не поддаются деформа-
ции, поэтому магниты из них применяют в литом виде,
после литья их только шлифуют.
Высокие магнитные свойства сплавы получают
после нагрева до 1200—1300 °C и последующего охла-
ждения (закалки) с определенной (критической) для
каждого сплава скоростью охлаждения; после закалки
следует отпуск при 550—650 °C.
Дальнейшее повышение магнитной энергии дости-
гается созданием в сплавах магнитной и кристалло-
графической текстур.
М а г н и т н о-м ягкие стали (электротех-
ническая сталь). Общие требования, предъявляемые
к магнитно-мягким материалам, — высокая магнитная
проницаемость, низкая коэрцитивная сила, а для де-
талей магнитопроводов, работающих в переменных
магнитных полях, малые потери при перемагничивании
и малые потери на вихревые токи.
Для получения минимальной коэрцитивной силы
и высокой магнитной проницаемости ферромагнитный
материал должен быть чистым от примесей и включе-
ний, иметь гомогенную структуру (чистый металл или
твердый раствор). Магнитная проницаемость возрас-
тает, если зерно феррита крупнее. Даже слабый наклеп
снижает магнитную проницаемость и повышает Нс.
Поэтому материал должен быть полностью рекристал-
лизован для устранения внутренних напряжений, вы-
зываемых наклепом.
В качестве магнитно-мягкого материала широко
применяют низкоуглеродистые железокремнистые
сплавы (0,05—0,005 % С; 0,8—4,8 % Si). Кремний,
образуя с a-железом твердый раствор, увеличивает
электросопротивление и, следовательно, уменьшает по-
тери на вихревые токи; кроме того, кремний повышает
магнитную проницаемость, немного снижает коэрци-
тивную силу и потери на гистерезис вследствие визы-
ваемого им роста зерна, графитизирующего действия
и лучшего раскисления стали. Однако кремний пони-
жает индукцию в сильных магнитных полях и повы-
шает хрупкость, особенно при его содержании 3—4 %.
Листовая электротехническая сталь чаще подвер-
гается обезуглероживанию (черновому), отжигу при
720—800 °C (выдержка 25 ч), рекристаллизационному
отжигу после прокатки и окончательному отжигу
в вакууме или в атмосфере сухого водорода при 1100—
1200 °C в течение 25—30 ч. После проведения высоко-
температурного отжига в рулонах для снятия напря-
жений и рулонной кривизны дают дополнительный
отжиг в атмосфере, состоящей из 4 % Н2 и 96 % N2.
Электротехническую сталь, изготовляют в виде ру-
лонов, листов и резаной ленты. Сталь подразделяют:
а) по структурному состоянию и виду прокатки на
классы — горячекатаную изотропную, холодноката-
ную изотропную и анизотропную с ребровой тексту-
сюй; б) по содержанию кремния на группы: 0 (до
0,4 % Si); 1—0; 4—0; 8 % Si; 2—0; 8—1; 8 % Si;
3—1; 8—2; 8 % Si; 4—2; 8—3; 8 % Si; 5—3; 8—4;
8 % Si; в) по основной нормируемой характеристике
на группы 0, 1, 2 — по удельным потерям; 6 — по
магнитной индукции в слабых магнитных полях и
7 — по магнитной индукции в средних магнитных
полях.
С увеличением содержания в стали кремния индук-
ция и потери на перемагничивание уменьшаются.
Холоднокатаную изотропную тонколистовую элек-
тротехническую сталь выпускают следующих марок:
2011, 2012, 2013, 2111, 2112, 2211, 2212, 2311, 2312,
2411 и 2412. Удельные потери у этих сталей ниже,
чем у горячекатаной при равном содержании кремния.
Чем тоньше лист, тем меньше удельные потери, по-
скольку сильно уменьшаются потери на вихревые токи.
Холоднокатаная анизотропная (текстурованная) ли-
стовая сталь содержит 2,8—3,8 % Si (3411, 3412, 3413,
3414, 3415, 3416, 3404, 3405, 3406) и относится к феррит-
ному классу. Магнитные свойства анизотропной стали
в продольном направлении прокатки (вдоль (100))
значительно выше, чем в поперечном. Текстура дости-
гается многократной прокаткой и отжигом. В тексту-
рованной холоднокатаной стали по сравнению с изо-
тропной сталью, содержащей то же количество крем-
ния, при ольших значениях индукции потери на
перемагничивание меньше.
Пермаллой. Для получения высоких значений
индукции в слабых магнитных полях используют
сплавы с высокой начальной и максимальной магнит-
ной проницаемостью, называемые пермаллоями.
Различают низконикелевые пермаллои 50Н, 65НП,
50НХС (40—65 % Ni) с начальной проницаемостью р.о
до 2800 и намагниченностью насыщения 1,5 Тл и высо-
коникелевые пермаллои, например, 79НМА (78—
80 % Ni) с р0 до 25 000 и намагниченностью насыще-
ния 7,5 Тл.
Нередко пермаллои легируют молибденом и хро-
мом, которые способствуют уменьшению чувствитель-
ности к пластической деформации и скорости охлажде-
ния, а также повышают удельное электросопротивле-
ние и магнитную проницаемость. Пермаллои выплав-
ляют из чистейших сортов железа и никеля. Отжиг
ведут при 1100—1300 °C в вакууме (водороде) с после-
дующим охлаждением с определенной скоростью.
Окалиностойкие стали с высоким омическим сопро-
тивлением. К этой группе относятся окалиностойкие
стали с высоким электрическим сопротивлением для
нагревательных элементов печей и др. Для этого ши-
роко используют ферритные стали, содержащие хром
и алюминий, резко повышающие окалиностойкость и
электросопротивление (X13104 — фехраль, 0Х23Ю5,
0Х27Ю5А — хромаль).
Сплавы с высоким содержанием хрома и алюми-
ния (0Х23Ю5, 0Х27Ю5А) малопластичны. Из них изго-
тавливают литые элементы сопротивления, которые
могут работать при температурах до 1200-—1250 °C
в атмосфере воздуха, кислорода, водорода, азота, се-
роводорода и углеводорода.
Сплавы с заданным температурным коэффициентом
линейного расширения. В качестве материала с опре-
деленным коэффициентом термического расширения
применяют железоникелевые сплавы.
Для эталонов длины и прецизионных механизмов
используют сплав инвар 36Н с 36 % Ni. Сплав инвар
имеет минимальный температурный коэффициент ли-
нейного расширения (а = 1,0X10'®), практически мало
изменяющийся в интервале температур от 0 до
100 °C.
Для впаев в стеклянные вакуумные приборы при-
меняют сплав системы Fe—Ni—Со — ковар (29НК),
содержащий 29 % Ni и 58 % Со; а 4-10~с°С-1.
Стали и сплавы с особыми упругими свойствами.
К этой группе относятся сплавы с низким температур-
ным коэффициентом модуля упругости. Из них изго-
тавливают пружины точных приборов, пружины ча-
совых волосков, пружины гравиметров и других упру-
гих элементов, которые должны иметь постоянные
модули упругости в определенном интервале темпера-
тур. Этим требованиям удовлетворяют сплавы типа
элинвар.
Обычно применяют дисперсионно-твердеющие элин-
вары. Например, сплав на железой и келевой основе
42HXTIO (42 % Ni; 5,5 Сг; 2,7 % Ti; 0,75 % Al).
После закалки с 950 °C в воде сплав имеет аустенитную
структуру, он обладает сравнительно низкой проч-
ностью и высокой пластичностью (ов = 700 МПа;
г> = 50 %). После старения при 600 °C ов возрастает
до 1500 МПа, а 6 снижается до 10 %. Упрочнение
достигается благодаря выделению из аустенита у'-фазы.
Элинвар применяют в виде тонкой ленты (0,1—0,2 мм)
и проволоки диаметром 0,3—5,0 мм.
Для изготовления деталей электровакуумных и
электротехнических приборов применяют кремнистый
никель НК0,2; для катодов радиоламп содержание
кремния повышают до 3,0 %.
В качестве термоэлектродных сплавов, образующих
между собой термопару с большой термоэлектродви-
жущей силой, применяют сплавы хромель (НХ9,0)
и алюмель (НМцАК2-2-1). Никелевые сплавы исполь-
зуют и как магнитно-мягкие материалы.
Глава ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
XVIJI НА МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИХ
ЗАВОДАХ
На заводах черной металлургии основные виды метал-
лопродукции (слитки, сортовой прокат, листовая
сталь, трубы, рельсы) подвергают термической обра-
ботке с целью устранения химической и физической
неоднородности стали, снижения твердости для облег-
чения обработки резанием или давлением, снятия на-
пряжений, а также для подготовки структуры к окон-
чательной термической обработке. По режиму терми-
ческой обработки все стали делят на группы, имеющие
близкие температуры критических точек А3 и и
примерно одинаковую устойчивость переохлажден-
ного аустенита.
Сортовой прокат перед поступлением к потребителю
проходит контроль качества термической обработки.
В зависимости от группы сталей и требования стан-
дарта (технических условий) контролируют твердость,
макро- и микроструктуру, излом, толщину обезуглеро-
женного слоя и механические свойства.
Для обнаружения дефектов стали (трещины, закаты,
расслоения, газовые пузыри и т. д.) все шире исполь-
зуются методы неразрушающего контроля (магнито-
графический, магнитоиорошковый, ультразвуковой
и др.).
Ниже будут кратко рассмотрены режимы терми-
ческой обработки отдельных видов металлопродукции.
Термическая обработка слитков. Термическую обра-
ботку слитков проводят с целью уменьшения дендрит-
ной неоднородности, снижения твердости для облегче-
ния обдирки слитков (удаление поверхностных де-
фектов) и исключения внутренних напряжений, спо-
собных вызвать образование трещин.
Для уменьшения дендритной ликвации слитки ле-
гированной стали в некоторых случаях подвергают
гомогенизации.
Для снижения твердости слитки из легированных
инструментальных сталей (Р6М5, Р9, Р18, Х12, ХВТ
и др.) и шарикоподшипниковой (ШХ15) подвергают
отжигу (рис. 101, а, в), а конструкционные стали —
высокому отпуску (рис. 101, г).
Термическую обработку слитков чаще проводят
в большегрузных печах с выкатным подом или колод-
цевых печах. Слитки укладывают на под печи так,
чтобы они хорошо омывались печными газами.
Термическая обработка сортового проката. Сорто-
вой прокат — это прутки (часто их сматывают в бунты),
сечение которых круг, шестигранник, квадрат и др.
Термическая обработка сортового проката должна
обеспечить хорошую обрабатываемость резанием и
давлением (холодная высадка, накатка и т. д.), тре-
буемую величину зерна и равномерность структуры,
а также предусмотренные стандартом механические
свойства.
Термическая обработка сортового проката из кон-
стру<Щионных сталей. Углеродистые стали, содержа-
щие 0,06—0,20 % С, поставляют без термической обра-
ботки. Прокат из стали с содержанием углерода >0,2—
0,3 %, диаметром (толщиной) <;75 мм подвергают
нормализации, а прокат 2>75 мм используют без тер-
мической обработки. Стали марок от 30, 35, 40 до 60
для снижения твердости подвергают отжигу или вы-
сокому отпуску.
Легированные конструкционные стали поставляют
на машиностроительные заводы без термической обра-
ботки или после нормализации, изотермического и
неполного отжига или высокого отпуска. Нормализа-
цию сортового проката ЗОХ, 18ХГТ, ЗОХГТ, ЗОХМА,
12ХНЗА и др. проводят с индукционного нагрева до
900—920 °C, а стали 40ХН, 40ХНМА, 40ХС, 20Х2Н4А
и др. — до 860—890 °C. Нагрев сортового проката
диаметром до 50 мм осуществляется на индукционных
установках с током частотой 8000 Гц, а большего
диаметра — 500 Гц. Мощность установки 1700—
1800 кВт. Охлаждение проводят на воздухе.
Стали с высокой устойчивостью переохлажденного
аустенита (20Х2Н4А, ЗОХНЗА, 12Х1МФ и др.) после
(нормализации подвергают высокому отпуску.
Стали 20ХН, 40ХН, 40ХНМ, 50ХГФА, а также
многие цементуемые стали нередко проходит изотерми-
ческий отжиг с выдержкой при 660—680 °C 4—6 ч.
Такой отжиг снижает твердость до НВ 179—223 и
обеспечивает хорошую обрабатываемость резанием.
Неполному отжигу подвергают многие легирован-
ные стали (ГОСТ 4543—71). Однако чаще эти стали
для снижения твердости проходят высокий отпуск
при 660 °C, 10—14 ч в садочных печах.
После термической обработки сортовой прокат диа-
метром (толщиной) >5 мм должен иметь твердость
в соответствии с ГОСТ 454Я—71. Твердость сталей
15Х, 20Х, 20ХГР, 20ХН и др. должна быть не более
НВ 179—207, 25ХТ, 12ХНЗА, 40Х, 45ХН, 25ХГСА,
18ХГТ и др. — НВ 207—217, 40ХФА, ЗОХНЗА,
40Х2Н2МА, 40ХМФА и др. — НВ 241—269.
Блюмы, слябы, заготовки и крупносортовой про-
кат (>32 мм), особенно из сталей мартенситного (бей-
нитного) класса, во избежание образования трещин и
флокенов подвергают противофлокенной обработке.
Термическая обработка сортового проката из
инструментальных сталей. Сортовой прокат из угле-
родистых сталей У7, У8, У10, У12, У13 подвергают
сфероидизации. На рис. 102 даны схемы отжига на
зернистый перлит. Продолжительность выдержки тв
для садки 10—30 т составляет 0,6—0,7 ч/т. Нагрев
ведут в крупнотоннажных садочных печах или в про-
ходных печах.
После горячей прокатки структура сталей У10,
У12, У13—-перлит и избыточный цементит в виде
сетки по границам бывшего зерна аустенита. Сетка
при последующей сфероидизации не разрушается. Для
устранения цементитной сетки проводят нормализа-
цию раската по выходе из последней клети с нагре-
вом выше Аст и последующим ускоренным охлажде-
нием в потоке воздуха или водой (водо-воздушной
смесью).
Твердость отожженных инструментальных углеро-
дистых сталей в соответствии с ГОСТ 1435—74 не
должна превышать для сталей У7, У8, У8Г НВ 187,
У10 НВ197, У12 НВ207 и У13 НВ217.
После отжига выполняют контроль на обезугле-
роживания. В зависимости от диаметра (толщины)
проката допустимая толщина обезуглероженного слоя
ле должна превышать при диаметре 6— 10 мм 0,3; при
16—25 мм 0,6 и при 40—60 0,8 мм.
Если толщина обезуглероживания превышает ука-
занные размеры, проводят так называемый «исправи-
тельный» отжиг (рис. 102, в) в окислительной среде.
Рис. 102. Режимы отжига сортового
тальных сталей:
а — У7, У8, У9; б — У10, У12, У13; в —
«исправительный» отжиг.
Сплошные лннии — профили диаметром до
40 мм; штриховые — более 40 мм.
тв — для садки 10—30 т — 0.7—0,5 ч/т
проката углеродистых инструмен-
Рис. 103. Режимы отжига (о, 6) и отпуска (е) сортового проката (масса
садкн 30 т) легированных сталей:
а — 13Х, ХВГ, 9ХФ; б — XI2, Х12М, Р6М5, Р18; е — 7X3, 8X3, GX132C;
5ХНМ, 5ХНТ, 5ХГМ — штриховые линии.
тв — для садкн 10—30 т — 0,6—0,45 ч/т
Обезуглероженный слой окисляется и удаляется вместе
с окалиной.
Структура инструментальных легированных ста-
лей (9X1, 9ХС, X, 7X3, ХВГ и др.) после про-
катки мартенсит + троостит + карбиды; твердость
НВ 321—555 и выше.
Для снижения твердости выполняют отжиг на зер-
нистый цементит (рис. 103, а) в садочных или проход-
вых печах. Стали Х12, Х12М, Х12Ф1 и быстрорежу-
щие стали (Р6М5, Р18, Р9 и др.) отжигают при более
высокой температуре (рис. 103, б). Нередко быстро-
режущие стали на металлургическом заводе проходят
изотермический отжиг при 740—750 °C. Быстрорежу-
щие стали дороги. Поэтому во избежание больших
потерь на окалину рекомендуется отжигать их в защит-
ной атмосфере (например ПСО-09) в проходных печах.
При отжиге в контролируемой атмосфере отсутствует
угар, и обезуглероживание не превышает установлен-
ной нормы — 0,5 мм + 1,0 % от диаметра круга (тол-
щины полосы).
Режимы отжига штамповых сталей приведены на
рис. 103, в. Выдержка при температуре отжига для
всех инструментальных легированных сталей тв при
садке 10—30 т составляет 0,65—0,50 ч/т. Твердость
после отжига инструментальных сталей (ГОСТ 5950—73
и ГОСТ 19265—73) не должна превышать НВ 255—285.
Термическую обработку калиброванной стали осу-
ществляют в проходных печах с роликовым подом,
реже в садочных печах. Смягчающий высокий отпуск
подката из конструкционных углеродистых и легиро-
ванных сталей выполняют при температурах 680—
700 °C, а смягчающий отжиг — при нагреве до 750 °C.
Рекристаллизационный отжиг калиброванной
инструментальной (ГОСТ 1435—71, ГОСТ 5950—73)
и легированной конструкционной стали
(ГОСТ 4543—71) проводят при 700—750 °C в защитной
атмосфере ПСО-09 или в азотоводородном газе с до-
бавкой метана.
Хорошие результаты получены при проведении
рекристаллизационного отжига при скоростном индук-
ционном нагреве до 760—780 °C. Продолжительность
обработки составляет 15—25 с.
Термическая обработка сталей для холодной вы-
садки и выдавливания. Эти стали поставляют по
ГОСТ 10702—78 в горячекатаном состоянии, после
калибровки и термической обработки. Для холодного
выдавливания применяют стали от 08кп до 50, от 15Х
до 45Х, от 14Г до 45Г, от 20Г2 до 40Г2 и сложнолеги-
рованные.
Для всех сталей в зависимости от марки стали регла-
ментируется твердость (НВ 131—229); в случае надоб-
ности делают испытание на холодную осадку (до 1/2,
1/3 или 1/4 от исходной длины образца); в некоторых
случаях проводят испытание механических свойств.
. Для обеспечения высокой пластичности стали под-
вергают сфероидизации при 680—700 °C с изотерми-
ческой выдержкой или замедленном охлаждении
(20 °С/ч) до 670 °C.
Твердость стали для холодного выдавливания
должна быть ниже, чем для обработки резанием. По-
этому режимы термической обработки более длительны.
Для сталей 18Х2Н4МА, 25Х2Н4МА и др. сфероиди-
зация и рекристаллизация достигаются длительным
высоким отпуском.
Термическая обработка арматурной стали. Эти
стали (Ст5, Стб, 35ГС) в виде стержней периодического
профиля диаметром 10—40 мм используют для арми-
рования предварительно напряженных железобетон-
ных конструкций Е
Стали подвергают закалке с 900—950 °C и отпуску
ири 350—450 °C (самоотпуску) при нагреве проходя-
щим током. После термической обработки стали должны
иметь механические свойства в соответствии
с ГОСТ 10884—71. Эти свойства должны сохраняться
и после электронатяжения, которое нередко совме-
щают с отпуском после закалки.
Если операция натяжения проводится после тер-
мической обработки, то нагрев должен быть ниже тем-
пературы отпуска. После самоотпуска нагрев для
электронатяжения является стабилизирующим отпу-
ском.
Термическая обработка листовой стали. По дей-
ствующим в СССР стандартам (ГОСТ 82—70,
ГОСТ 4041—71, ГОСТ 16523—70, ГОСТ 9045—80 и др.)
и техническим условиям изготовляют тонколистовую
(0,2—3,9 мм) и толстолистовую сталь (4—160 мм).
Тонколистовую сталь поставляют в листах и в виде
полосы в рулонах. Толстолистовая сталь выполняется
в виде листов или широкой полосы. Горячекатаный
лист может поставляться без термической обработки.
Однако если листовая сталь предназначена для хо-
лодной штамповки, сложной вытяжки или к ней предъ-
являются особые требования по механическим (ств,
1 Для создания натяжения в железобетоне стержни подвергают элек-
троконтактному нагреву. При их охлаждении в железобетоне создаются
напряжения сжатия.
'!’)» магнитным, коррозионным и жаропрочным
свойствам, она на металлургическом заводе проходит
термическую обработку (отжиг, нормализацию, улуч-
шение). Некоторое распространение нашла упроч-
няющая термическая обработка с прокатного нагрева.
Как правило, дополнительной термической обра-
ботке у потребителя листовая сталь не подвергается.
По уровню механических свойств и способности
к вытяжке тонколистовую холоднокатаную сталь
(ГОСТ 9045—80) классифицируют: ВГ — весьма глу-
бокой, СВ — сложной, ОСВ — особо сложной, ВОСВ —
весьма особо сложной вытяжки.
Термическая обработка углеродистой листовой
стали. В тех случаях, когда требуемые механические
свойства горячекатаных листов (рулонов) обеспечи-
ваются при охлаждении с температуры конца про-
катки (несколько выше Лг3) и смотки полосы в рулон,
тонколистовая сталь термической обработке не под-
вергается. Листы, механические свойства которых не
отвечают требованиям ГОСТ, проходят нормализацию
при нагреве в проходных роликовых печах или отжиг
в проходных или садочных печах. Ниже приведены
температуры, °C, нормализации и отжига горячеката-
ных листов из углеродистой стали:
<Жкп, Юкп, 15пс, Ст1, Ст2кп
Itai, 15сп, 20сп, СтЗсп, ВСтЗ
1йкп, 25кп, СтЗкп, Ст4кп
20, 25, 30, Ст4сп, Ст5сп
35. 40, 45, 50
Нсрмализа~
ци я
930—950
920—940
910—930
870—890
820—850
Отжиг
890—860
830—850
820—840
810—830
780—800
Общая продолжительность нагрева определяется
толщиной листа. При двустороннем нагреве приме-
няется скорость примерно 1, а при одностороннем
3 мин/мм. Листы толщиной -<2,0 мм укладываются
пачками по 2—3 листа, а толщиной >2,0 мм поштучно.
Тонколистовая сталь широко применяется для
штамповки. Для этого используют низкоуглеродистые
(&8, 0810, 10, 20 и др.) кипящие и спокойные
стали.
Холоднокатаные листы для глубокой вытяжки
проходят рекристаллизационный отжиг в рулонах
в колпаковых печах при 680—720 °C для снятия наклепа
(для кипящих сталей 680—700 °C, для спокойных
700—720 °C). Нагрев рулонов проводят со скооостью
10-50 °С/ч.
Продолжительность нагрева может быть невелика,
так как процесс рекристаллизации протекает уже при
нагреве. Однако для обеспечения хорошей штампуе-
мости длительность отжига принимают 2—12 ч. В слу-
чае спокойных сталей, особенно содержащих алюми-
ний, для уменьшения склонности к деформационному
старению выдержку увеличивают до 5—20 ч. Время
отжига сильно сокращается при отжиге распущенных
рулонов, т. е. создании зазоров между витками. Рулоны
и листы нужно отжигать в защитной атмосфере (экзо-
газ или 95—97 % N2, 3—5 % Н2) или в вакууме.
Охлаждение рулонов и листов после отжига до 150—
180 °C должно быть медленным для обеспечения пол-
ного выделения из раствора углерода (Fe3C) и азота
(Fe4C), вызывающих старение стали. Структура после
.. -.жига — полностью рекристаллизованный феррит
заданным размером зерна (балл 5—7) и зернистый
цементит.
В последние годы применяют кратковременный
непрерывный, отжиг листового проката при 720 °C
в горизонтально протяжных и вертикальных печах
башенного типа с конвекционным нагревом или в рас-
плавах металлов (натрия, в сплавах РЬ—Ei). Общая
продолжительность отжига при конвекционном нагреве
90—140 с, а в расплавленных металлах — около 25 с.
Тонко- и толстолистовую сталь изготавливают из
низколегированных сталей (ГОСТ 5520—79,
ГОСТ 5521—76, ГОСТ 19282—73). Листы поставляют
в горячекатаном состоянии или после термической
обработки — нормализации или закалки и высокого
отпуска.
Нормализацию, закалку и отпуск листов толщи-
ной до 50 мм проводят в проходных роликовых печах.
При большей толщине листов в камерных печах с вы-
катным подом. Нормализацию выполняют при 900—
920 °C (стали 14ХГС, 17Г1С, 17ГС, 16ГС), 930—940 °C
(0972, 10ХСНД, 10Г2С1Д) и 940—960 °C (09Г2С,
09Г2СД, 10Г2С). Продолжительность нагрева при хо-
лодном всаде 1,0—1,5, а при горячем (с температуры
400—600 °C) 0,7—1,0 мин/мм. Охлаждение ведут на
открытом рольганге обдувом воздухом или водо-воз-
душной смесью.
Листы толщиной 50 мм закаливают при 930—960 °C
в прессах или роликозакалочиых машинах, установлен-
ных вблизи печей. Скорость охлаждения регулируется
изменением расхода и давления воды. Продолжитель-
ность нагрева листов под закалку составляет 1,5—
2,0, а при отпуске 670—690 °C 3—6 мин/мм. Охлажде-
ние после отпуска на воздухе или распыленной водой.
Термическая обработка труб. Трубы по способу
производства делят на бесшовные и сварные.
По назначению различают:
1. Бесшовные трубы для добычи
нефти. Трубы должны иметь высокую прочность
(ов = 6374-990 МПа, о0;2 = 372-4-980 МПа), хорошо
сопротивляться хрупкому (KCU = 392—294 кДж/м2) и
усталостному разрушению в условиях широкого, интер-
вала температур (—60—200 °C), а также коррозии
в сероводороде (ГОСТ 631—75, ГОСТ 632—80,
ГОСТ 633—80). Трубы из сталей 32Г2 или 32Г2С
(^>0,35 % С и ^>1,45 % Мп) нередко дополнительно
легируют Сг, Мо, V и другими элементами. Трубы,
как правило, подвергают нормализации и улучше-
нию — закалке с 880—900 °C и отпуску при 540—
670 °C в зависимости от толщины стенки трубы и группы
по прочности. Термическую обработку осуществляют
на непрерывных линиях. Равномерное охлаждение
трубы при закалке обеспечивается симметричным и
равномерным подводом охлаждающей среды и ее вра-
щением вдоль продольной оси.
2. Трубы для магистральных г а з о -
и нефтепроводов (большого диаметра 820—
1220 мм), чаще их изготовляют из сталей 17Г1С,
17Г2АФ. Трубы должны обладать хорошей сваривае-
мостью, достаточной прочностью и сопротивлением
хрупкому разрушению (KCU при —50 °C
0,5 МДж/м2) при температуре монтажа и службы
газопровода. Трубы из стали 17Г2Ф подвергают за-
калке с 890—920 °C, а из стали 17Г1С с 900—940 °C.
Струйное охлаждение в области температур 800—
400 °C проводят со скоростью 45 °С/с. Трубы из стали
17Г2АФ отпускают при 700—730, а из 17Г1С—при
630—645 °C.
После термической обработки механические свой-
ства основного металла и сварного соединения
близки.
3. I р у о ы для те плоэнергетики ра-
ботают в условиях высоких температур (540—600 °C)
и давлений (~25 МПа). Поэтому к ним предъявляется
требование высокой длительной прочности за 100 000 ч.
Горячекатаные бесшовные и холоднодеформируемые
трубы изготовляют из сталей 15ХМ, 12Х1МФ
15Х1М1Ф, 12Х2МФСР, 12Х11В2МФ и 12Х18Н12Т,’
они проходят нормализацию и высокий отпуск.
Перлитные стали, при отпуске которых протекает
процесс старения, чувствительны к температуре нор-
мализации- которая не должна быть выше 980—1000 °C,
а температура отпуска — не ниже 720—730 °C. Ско-
рость охлаждения при нормализации в зависимости
от толщины стенки 0,05—0,13°С/с. Рабочая темпера-
тура при эксплуатации труб должна быть ниже тем-
пературы отпуска на 100—120 °C.
Термическая обработка рельс. Рельсы изготовляют
из высокоуглеродистой стали (0,6—0,8 % С) с повы-
щенным содержанием марганца (0,75—1,05 %) —
ГОСТ 24182—80 (мартеновская сталь), ГОСТ 16852—71
(конвертерная сталь). Сталь склонна к флокенообразо-
ванию. Поэтому для предупреждения образования фло-
кенов после прокатки рельсов дают замедленное охла-
ждение в колодцах или изотермическую выдержку
в печах непрерывного действия при 600 °C.
Если рельсы не проходят упрочняющую термиче-
скую обработку по всей длине, то закаливают концы
рельсов, испытывающих наибольшую нагрузку от ко-
лес подвижного состава. Закалку проводят наклады-
ваемым струйным аппаратом с прокатного нагрева.
Хорошие результаты получены при индукционном
нагреве до 950 °C (выдержка 25—40) с и охлаждение
конденсатом или сжатым воздухом.
' Нередко рельсы проходят объемную закалку в масле
по всей длине. Температура закалки 840—860 °C; при
нагреве в проходных печах 45—55 мин с последующим
охлаждением в закалочной машине. После отпуска
в течение 2 ч при 450 ± 15 °C твердость НВ 352—375.
Структура по всему объему рельса — сорбит.
Выполняют и поверхностную закалку рельсов при
индукционном нагреве до 980—1020 °C в течение 120—
130 с. Закалку осуществляют водо-воздушной смесью
до 350—400 °C и дают самоотпуск (до 430—480 °C).
После такой обработки структура рельса на поверх-
нести — сорбит, переходящий в исходную структуру —
перлит. Твердость после термической обработки
НВ 352—375. Некоторое применение нашла поверх-
ностная закалка с печного нагрева.
Глава ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
XIX НА МАШИНОСТРОИТЕЛЬНЫХ
ЗАВОДАХ
На машиностроительных заводах для упрочнения де-
талей машин и инструмента применяют: 1) объемную
закалку с последующим низким (150—250 °C), сред-
ним (300—500 °C) и высоким (500—650 °C) отпуском;
2) поверхностную закалку с индукционным, газопла-
менным и лазерным нагревом; 3) химико-термическую
обработку (цементация, нитроцементация, азотирова-
ние, борирование и др.).
Многие детали машин, требующие высокой твер-
дости (HRC 58—60) и работающие в условиях трения
качения (скольжения), подвергаются объемной за-
калке в масло и низкому отпуску при 180—200 °C.
К ним относятся детали подшипников (шарики, ро-
лики, кольца), кузнечно-прессового оборудования (де-
тали кулачковых механизмов, кулачковые ролики,
кулаки, копиры, плунжеры и др-), изготовляемые из
сталей ШХ15, ШХ15СГ, ХВГ, 9ХС, ХВСГ. В некото-
рых случаях закалке и низкому отпуску подвергают
детали кузнечно-прессового и станочного оборудова-
ния (болты, гайки, валы, цилиндры, рейки, шпиндели
и Др.), изготовленные из стали, содержащей 0,35—
0,5 % С (35, 45, 40Х, ЗОХН, 50ХН, ЗОХГСА, 40ХН2МФ
и др.). После термической обработки эти детали ма-
шин должны иметь повышенное сопротивление износу,
статическим, динамическим и циклическим нагрузкам.
Твердость должна составлять более HRC 54.
Объемной закалке с последующим отпуском при
420—500 °C подвергают упругие элементы машин (все-
возможные пружины обычного назначения, торсион-
ные валы, рессорный лист и др.), изготовляемые из
сталей 60, 60Г, 55С2, 65С2ВА, 50ХГФА и др.
(ГОСТ 1435—74, ГОСТ 14959—70).
Упругие элементы обрабатывают на твердость
HRC 40—48. Максимальные упругие свойства дости-
гаются при сквозной прокаливаемости, которая для
стали 55С2 при закалке в воде не превышает 16 мм,
а в масле 12—14 мм; для сталей 60С2, 60С2ХА и
60С2ХФА при закалке в масло соответственно 20,
44 и 80 мм. Стали, содержащие кремний, склонны
к обезуглероживанию. Обезуглероженный слой резко
снижает предел выносливости пружины и другие ме-
ханические свойства. Поэтому нагрев под закалку
следует проводить в защитной атмосфере.
Наиболее часто детали машин из углеродистых и
легированных сталей (ГОСТ 1050—74, ГОСТ 4543—71)
упрочняют закалкой и высоким отпуском при 550—
650 °C. Такая термическая обработка (улучшение) при
правильно выбранном составе стали обеспечивает вы-
сокую конструктивную прочность — высокие значе-
ния (ов, о012) в сочетании с хорошими пластичностью
(6, ф), вязкостью (KCU) и малой склонностью к хруп-
кому разрушению (/С1с).
Улучшению подвергают разного вида валы, штоки
паровоздушных молотов, шатуны, рейки, кулаки по-
воротные, валы карданные, тяги рулевого управления
и многие другие детали машин.
Для деталей машин (шатуны, торсионные валы,
болты и др.), работающих в условиях растяжения (сжа-
тия), необходимо обеспечить равнопрочность по всему
сечению. Эти детали машин должны прокаливаться
по всему сечению. Для деталей, работающих в основ-
ном на изгиб (кручение), когда напряжения по сече-
нию распределяются неравномерно: на поверхности
они максимальны, а в сердцевине (центре) равны нулю,
сквозной прокаливаемости не требуется. В табл. 1
приведены примеры термической обработки деталей
металлургического оборудования.
Для нагрева под закалку и отпуск мелких и сред-
них деталей в термических цехах единичного и мелко-
серийного производства применяют камерные печн,
нередко с защитной атмосферой. Нагрев де-
талей большой длины выполняют в шахтных
печах.
При организации поточного производства в терми-
ческих цехах машиностроительных заводов широко
применяют высокомеханизированные закалочно-
Таблица 1. Режимы термической обработки деталей
металлургического оборудования
Наименование Марка Температура °C Т вердость НВ (HRC)
детали стали закалка отпуск
Агломерационное оборудование
Лопатки ротора ЗХГСА 840—860 280—320 380—420
ексгаустера Диски для истира- 40Г2 800—820 280—320 311—345
ния агломерата Шестерни (50Г2) 40Х 840—860 580—650 (336—423) 280—380
Ролики спекатель- 50Г2 810—830 500—550 350—430
ных тележек
Оборудование доменных цехов
Шестерни скипов Электропушки Диски коксового грохота То же 65Г 40Х 35ХГ2 110Г13Л 800—820 840—860 840—860 1050—1100 400—450 650—720 200—240 243—342 300—350 (47—51) 189—223
Звенья, втулки, ва- 40Х 840—860 460—470 321—364
лики и оси у цепей
конуса
Оборудование сталеплавильных цехов
Редуктор мостово- го крана: шестерни 40Х 850—870 520—560 300—350
вал шестерни 38ХГН 830—850 580—600 300—350
валы 38ХГН 830—850 580—600 248—377
Редуктор завалоч- ной машины 45 840—860 520—580 260—280
Оси 45 840—860 480—520 248—277
Оборудование прокатных цехов
Шестерни блю- 45 820—840 350—400 (34—36)
минга Разматыватель 40Х 850—870 350—400 (35—38)
рулонов Ножи горячей рез- 6ХВ2С 960—980 500—540 380—400
ки металла
отпускные агрегаты, имеющие как универсальное,
так и специальное назначение.
Поверхностная закалка. Многие де-
тали машин для повышения сопротивления износу,
статическим и усталостным нагрузкам (при изгибе)
подвергаются поверхностной закалке при индукционном
нагреве. Например, коленчатый вал (сталь 45, 60ХФА),
распределительный вал (сталь 45), валы (сталь 40),
поршневые пальцы (сталь 55), крестовина карданного
вала автомобиля (сталь 55), валы гладкие, ступенчатые
и шлицевые, кулачки, капиры (сталь 45, 45Х, 5ХФА),
шпиндели (сталь 45) и другие детали станков подвер-
гаются поверхностной закалке с индукционного нагрева
в потоке механосборочного производства.
Поверхностная закалка с индукционного нагрева
применяется для упрочнения более 500 наименований
металлургического оборудования (всевозможные ше-
стерни, ходовые колеса, тормозные шкивы и т. д.)
:?з сталей 45, 50 и 40Х.
Нагрев осуществляется током частотой 2,5—400 кГц
при охлаждении водой. После закалки следует само-
отпуск или низкий отпуск с повторного нагрева. Тол-
щина упрочненного слоя составляет 1,0—4,0 мм, твер-
дость HRC 50—60. Закалку при индукционном нагреве
проводят на специальных установках, которые меха-
низированы и автоматизированы.
В условиях индивидуального производства, свой-
ственного ремонтной службе металлургических заво-
дов, широко применяется газопламенная поверхност-
ная закалка.
Поверхностной газопламенной закалкой упроч-
няются зубья шестерен (модуль от 8 до 45), червячные
валы, ролики для правки листов и шпунта, зубчатые
рейки привода миксера и разматывателя, шевронные
валки привода стана 500 и многие другие детали из
сталей Стб, Стб, 45, 50, 45Л, 40Г2, 40ХН. Закалку
проводят с 820—880 °C в воду. В ряде случаев после
закалки проводят отпуск при 180—250 °C. Толщина
упрочненного слоя составляет 3—5 мм, при твердости
HRC 45—55. Для закалки применяются специальные
универсальные закалочные или токарные станки.
Хи мико-термическая обработка.
Для обеспечения высокой сопротивляемости износу,
повышения контактной выносливости и предела вы-
носливости при изгибе на машиностроительных заво-
дах широко используют процессы цементации, нитро-
цементации и азотирования.
Цементацию и нитроцементацию проходят тяжело-
нагруженные детали автомобиля (шестерни, зубчатые
колеса и валы коробок перемены передач, раздаточных
коробок, редукторов ведущих мостов, детали рулевого
управления и т. д.) и металлорежущих станков (валы,
шпиндели, червяки, кулачки, зубчатые колеса и др.),
изготовляемые из сталей 25ХГТ, 18ХГТ, 25ХГНМ,
19ХГН, 19ХГН2ТА и др. На заводах массового про-
изводства (например, на автомобильных заводах) для
проведения химико-термической обработки применяют
агрегаты непрерывного действия, включающие печь
для цементации (нитроцементации) с непосредственной
закалкой и печь для отпуска. В этих установках весь
цикл ХТО полностью механизирован и автоматизи-
рован.
Цементацию проводят чаще в экзотермической атмо-
сфере с добавкой до 5 % СН4, с контролируемым угле-
родным потенциалом.
Типовой режим цементации и последующей терми-
ческой обработки применительно к широко распростра-
ненным сталям (18ХГТ, 25ХГТ, 25ХГМ и др.) вклю-
чает: 1) цементацию при 930 °C, чаще применяется
комбинированный процесс цементации, предусматри-
вающий активный и диффузионный периоды; 2) под-
стуживание до 850 °C, затем ступенчатую закалку —
выдержку в горячем масле 180 °C с последующим
охлаждением в холодном масле; 3) отпуск при
180 °C.
В серийном производстве нагрев осуществляется
в шахтных и камерных печах. Печи укомплектованы
устройствами для подачи жидкого (синтин, керосин
и др.) или газового карбюризатора. Толщина цемен-
тованного слоя составляет 0,8—1,8 мм; твердость
HRC 58—62.
Многие детали металлургических машин (шестерни,
зубчатые муфты и втулки, пальцы, втулки и ролики
шлепперов, звенья и втулки пластинчатых цепей, оси
ходового колеса разливочного крана и ролика кон-
вейера разливочной машины и Др.), изготовляемые
из сталей 20, 20ХН, 20ХНЗА и др., подвергаются це-
ментации в твердом карбюризаторе при 900—920 сС,
14—20 ч. Холщина цементованного слоя 1,0—2,0 мм;
твердость HRC 56—60. После цементации следует за-
калка (нормализация) с 860—880 °C, вторая закалка
с 780—800 °C и низкий отпуск при 180—200 °C.
Нитроцементация на заводах массового производ-
ства, как и цементация, проводится в автоматизиро-
ванных агрегатах.
Процесс ведут в атмосфере эндо газа с добавкой ме-
тана (до 5,0 %) и аммиака (0,8—2,0 %) при темпера-
туре 860 °C. После нитроцементации следует закалка
в горячее масло (160 °C) и отпуск при 180—200 °C.
Толщина слоя не превышает 0,6—0,8 мм; твердость
HRC 56—60. На заводах серийного производства нит-
роцементацию проводят в шахтных печах, в которые,
кроме цементующего газа, поступает до 20—25 %
аммиака.
На некоторых металлургических заводах в шахт-
ных печах при 840 °C в атмосфере, получаемой при рас-
паде триэтаноламина (C2O2OH)3N, питроцементуют ше-
стерни и вал шестерни завалочных машин, трансмис-
сии рольгангов, электропушек, ножниц, пил; зубчатые
втулки и муфты конвейеров, разматывателей, кранов;
звездочки различных металлургических агрегатов и
другие детали. Толщина слоя составляет 1,0—1,3 мм
при твердости HRC 50.
В машиностроении для упрочнения деталей машин,
требующих высокого сопротивления износу, предела
выносливости при изгибе, не допускающих значитель-
ных деформаций, применяют азотирование. Детали
на азотирование поступают после улучшения и чисто-
вой механической обработки с припуском на оконча-
тельное шлифование не более 0,05—0,07 мм на сто-
рону.
Азотированию подвергают гильзы цилиндров (сталь
38Х2.МЮА) и коленчатые валы (18Х2Н4ВА) дизелей,
зубчатые колеса, валы, планки, трубчатые изделия
(40Х, 40ХФА, 18ХГТ), шпиндели, гильзы, втулки,
пиноли, червяки делительных пар (38Х2МЮА, ЗОХЗВА,
40ХФА) в станкостроении, детали турбин, испыты-
вающие эрозионный износ, из высокохромистой стали
(40X13), клапаны дизелей (40Х14Н14В2Д1) и др.
Чаще проводится двухступенчатое азотирование:
при 510 °C 15—20 ч и при 540 °C 25—40 ч. Детали,
подверженные деформациям, азотируют при 510—
520 °C 20—24 ч. Толщина азотированного слоя состав-
ляет 0,25—0,5 мм, твердость HV 600—800 (сталь
38Х2МЮА — HV 950—1100).
Высокохромистые стали 12X13, 20X13, 30X13 перед
азотированием подвергают травлению или в печь для
азотирования помещают порошок NH4C1 или СС14 для
удаления оксидной пленки, препятствующей диффузии
азота. Азотирование проводят при 560—600 °C или
применяют двухступенчатое азотирование: при 530 °C
20 ч и при 580 °C 20 ч. Толщина азотированного слоя
на хромистых сталях типа X13 составляет 0,15—0,3 мм;
твердость HV 950—1100.
На некоторых метизно-металлургических заводах
применяют борирование при 950—1050 °C в порошках
(карбид бора, фторобарит калия и фтористый алюми-
ния). На заводе борируют фланцы, кольца и конусы
станов мокрого волочения, ролики, эксцентрики и
штоки электродообмазочных прессов и др.
На Новомосковском трубном заводе электролизному
борированию подвергают ролики вертикальной про-
водки, кантующие ролики; ролики оси, втулки транс-
портеров и конвейеров и многие другие детали.
Термическая обработка инструмента. Режущий и
штамповый инструмент изготовляют в инструменталь-
ных цехах машиностроительных заводов или специа-
лизированных инструментальных заводах. Режущий
инструмент делают из углеродистых У10, У12, У13А
(ГОСТ 1435—74), легированных 7X1, 9ХФ, ХВГ,
ХВСГ и др. (ГОСТ 5950—73) и быстрорежущих Р6М5,
Р13 и др. (ГОСТ 19265—73) сталей.
Изготовление инструментов предусматривает от-
жиг заготовок, подвергнутых горячей или холодной
деформации для придания им формы, близкой к форме
инструмента \ После горячей пластической деформации
и сварки составного инструмента легированные стали
получают структуру мартенсита или троостита, которой
свойственна высокая твердость., Поэтому для снижения
твердости, облегчения обработки резанием, а также
1 Используют ковку, прокатку периодических профилей, оттяжку
концов, при крупносерийном и массовом производстве — продольно-
винтовую прокатку спиральных сверл, горячую штамповку метчиков
и дисковых фрез и др. Часто режущий инструмент из быстрорежущей
стали делают составным, с крепежными частями из обычной стали, при-
вариваемыми трением или плавленпем.
предупреждения ооразования нафталинистого излома 1
и подготовки структуры для последующей закалки
заготовки подвергают отжигу по режиму, указанному
.на рис. 102 и 103.
Длинномерный инструмент сложной формы после
холодной механической обработки проходит рекристал-
лизационный отжиг при 600—700 °C, 1—2 ч с после-
дующим медленным охлаждением для устранения на-
клепа и снятия внутренних напряжений.
Отожженные заготовки обрабатывают резанием (хо-
лодной деформацией) для придания им требуемой
формы.
Далее инструмент проходит закалку и отпуск для
получения высокой твердости, износостойкости, тепло-
стойкости и требуемых механических свойств.
Инструмент из углеродистой и легированной стали
для закалки нагревают на 50—80 °C выше Aq. Ох-
. аждение углеродистых сталей проводят в воде (в раст-
зре NaCI в воде), а легированной стали в масле или
в расплавах солей при 160—240 °C (ступенчатая за-
калка). Режим термической обработки инструмента
из быстрорежущей стали приведен на рис. 100.
При нагреве инструментальные стали склонны к
обезуглероживанию и окислению. Обезуглероживание
ухудшает режущие свойства инструмента и способ-
ствует образованию закалочных трещин.. Поэтому на-
грев инструмента осуществляют в электродных, ти-
гельных или индукционных ваннах с расплавом хло-
ристых солей (100 % ВаС12 для температур 1020—
1300 °C или 22 % NaCI + 78 % ВаС12 для 700—900 °C).
Во избежание обезуглероживания ванны должны быть
хорошо раскислены (ректифицированы). В качестве
ректификаторов применяют древесный уголь, графит,
карбид кремния, ферросилиций, буру или MgF2 с до-
бавками В2О3, В, SiC и др. Крупные инструменты на-
гревают в печах с защитной атмосферой.
Сверла, метчики, накатники и другой инструмент
из быстрорежущей стали после термической обработки
нередко азотируют при 560 °C 20—60 мин. Азотиро-
ванный слой толщиной 0,01—0,03 мм обладает высокой
твердостью (HV 1350—1450), теплостойкостью до
1 Нафталинистым называют излом, проходящий по телу крупных
зерен и отличающийся характерным блеском, похожим на кристаллы наф-
талина. Чаще наблюдается в быстрорежущих сталях.
700 °C, что повышает стойкость инструмента в 1,5—
2,0 раза.
Штамповый инструмент для горячего деформиро-
вания изготовляют из сталей 5ХНМ, 4Х4ВМФС,
ЗХ2В8Ф и др. (ГОСТ 5950—73), обеспечивающих вы-
сокие теплостойкость, сопротивление хрупкому раз-
рушению, термическую усталость (разгаростойкость)
и о кали нестойкость. Штампы делают из предварительно
прокованных заготовок. Мелкие и средние заготовки
выполняют на машиностроительных заводах, крупные
поставляют в виде термически обработанных отоко-
ванных кубиков, прямоугольных или полосовых за-
готовок. Заготовки проходят отжиг, нередко изотер-
мический (температура 650—680 °C), для снижения
твердости, измельчения зерна и снятия внутренних
напряжений. Поковки малых размеров, имеющие по-
сле ковки бейнитную (мартенситную) структуру, под-
вергают высокому отпуску при 700—780 °C. После пред-
варительной термической обработки проводят механи-
ческую обработку заготовок и окончательную термиче-
скую обработку штампов — закалку и отпуск. Ре-
жимы закалки и отпуска не универсальны и зависят от
условий работы штампа. Крупные штампы (> 40 мм)
для уменьшения деформаций и предотвращения обра-
зования трещин нагревают с подогревом при 700—
750 °C. Температура закалки для стали 5ХНМ 840—
850 °C, отпуска 560—580 °C, для стали 4Х4ВМФС 1050—
1070 и 620—630 °C, для ЗХ2В8Ф 1070—1100 и 600—
620 °C. Отжиг, закалка и отпуск проводят в камерных
или проходных электрических или газовых печах.
Закалочной средой для штампов является масло
или водо-воздушная смесь. Твердость штамповых ста-
лей после закалки HRC 50—55, после отпуска HRC40—
48. Качество поковок должно удовлетворять
ГОСТ 5950 —73.
После термической обработки следует зачистка гра-
вюры и шлифование по опорным и установочным пло-
скостям.
Штампы и пресс-формы из сталей ЗХ2В8Ф и
4Х5В2ФС в некоторых случаях азотируют при 530—
540 °C, 12—16 ч; толщина азотированного слоя 0,2—
0,25 мм. Азотированный слой обладает высокой твер-
достью (HV 1100—1240) и теплостойкостью (до 670—
680 °C).
Азотирование повышает устойчивость штампов и
особенно пресс-форм.
Штампы для холодного деформирования делают из
сталей Х12М, Х12Ф1, Х6ВФ и др. (ГОСТ 5950—73).
Стали поставляют в виде кованых и горячекатаных за-
готовок круглого и квадратного сечения или в виде
полос и калиброванных заготовок.
Технологический процесс изготовления штампов
аналогичен ранее описанному для штампов горячего
деформирования. Предварительный отжиг заготовок
проводят с 850—880 °C с непрерывным охлаждением
или используют изотермический отжиг (выдержка при
700—720 °C). После механической обработки штампы
закаливают в масле или подвергают ступенчатой об-
работке в селитре с температурой 1000—1050°С(Х12М,
Х12Фп) или 980—1000 °C (Х6ВФ). Предварительный
подогрев осуществляют при 650—700 °C.
Штампы из сталей Х12М, Х12Ф1 отпускают при
30—200 °C на твердость HRC 60—62, сталь Х6ВФ —
при 150—170 °C на HRC 62—63.
При термической обработке следует применять все
возможные меры для уменьшения деформаций, учи-
тывая трудность доводки штампов, прошедших за-
калку и отпуск на высокую твердость.
Глава ТИТАН И СПЛАВЫ
XX НА ЕГО ОСНОВЕ
Титан — металл серебристо-белого цвета. Температура
плавления титана 1665 + 5 °C. Титан имеет две алло-
тропические модификации: до 882 °C существует а-
титан (плотность 4,505 г/с3), который кристаллизуется
в гексагональной решетке с периодами а = 0,29503
и с — 0,4 6831 нм (с/а = 1,5873), а при более высоких
температурах (J-титан (плотность при 900 °C 4,32 г/см8),
имеющий о. ц. к. решетку, период которой а =
= 0,33132 нм (при 900 °C). Технический титан изго-
товляют трех марок: ВТ1-00 (99,53 % Ti); ВТ1-0
(99,46 % Ti) ВТ-1 (99,44 % Ti).
Вредными примесями для титана являются азот,
углерод, кислород и водород, которые понижают пла-
стичность, ухудшают свариваемость титана, увели-
чивают его твердость и прочность и снижают сопро-
тивление коррозии. Особенно вреден водород, охруп-
чивающий титан.
Технический титан (ВТ1-00, ВТ1-0 и BT1-I) имеет
ов = 3004-550 МПа и б — 204-30 %. Чем больше
примесей, тем выше прочность и ниже пластичность.
На поверхности титана легко образуется стойкая
оксидная пленка, повышающая сопротивление кор-
розии в пресной и морской воде, а также в некоторых
кислотах. Титан устойчив против кавитационной кор-
розии и коррозии под напряжением.
Технический титан обрабатывается давлением,
сваривается, но обработка резанием его затруднена.
Титан поставляют в виде листов, труб, прутков, про-
волоки и других полуфабрикатов.
Сплавы на основе титана. Для получения сплавов
титан легируют Al, Мо, V, Мп, Сг, Sn, Fe, Zr, а также
в небольших количествах Si. Легирование титана про-
водят для улучшения его механических свойств и реже
для повышения коррозионной стойкости.
Такие элементы, как Al, N, О, повышают темпе-
ратуру полиморфного превращения (а р) и расши-
ряют a-область; их называют а-стабилизато-
р а м и. Такие элементы, как Мо, V, Мп, Fe, Сг, по-
нижают температуру полиморфного превращения
(а ч=8= р) и расширяют область существования Р-фазы;
их называют р-стабилизаторами. Некоторые
элементы образуют с титаном химические соединения.
Как правило, все промышленные сплавы титана
содержат алюминий. Алюминий повышает временное
сопротивление, но уменьшает пластичность сплавов.
В соответствии со структурой различают:
а-с плавы твердый раствор легирующих эле-
ментов в а-титане. Основной легирующий элемент
в а-сплавах — алюминий. Кроме того, сплавы могут
содержать нейтральные элементы (Sn, Zr) и неболь-
шое количество Р-стабилизаторов (Мо, Fe, Сг, Мо);
а 4- р-сплавы, состоящие из а- и P-твердых раст-
воров. а + р-сплавы содержат, кроме алюминия, 2—
4 % Р-стабилизаторов (Сг, Мо, Fe и др.).
Титановые сплавы в зависимости от их состава и
назначения можно подвергать отжигу, закалке, ста-
рению и химико-термической обработке. Титан и а-
сплавы титана не упрочняются термической обработкой;
их подвергают только рекристаллизационному отжигу
при 780—850 °C.
Отжиг с полной фазовой перекристаллизацией для
цзмельчения зерна титана и его сплавов на практике
не применяется.
а 4- р-сплавы в отличие от а-сплавов могут быть
упрочнены закалкой с последующим старением.
При быстром охлаждении (закалка) сплавов, на-
гретых до области р или (а -|- р)-фазы, протекает мар-
тенситное превращение.
Мартенситная а'-фаза представляет собой пересы-
щенный твердый раствор легирующих элементов в а-
титане с гексагональной решеткой.
При высокой концентрации легирующего элемента
возникает мартенситная а"-фаза с ромбической решеткой
и сьфаза с гексагональной структурой. Появление
а'-фазы вызывает уменьшение твердости и прочности
закаленных сплавов и увеличение их пластичности,
«-фаза сильно охрупчивает сплав. В структуре зака-
ленных сплавов всегда имеется остаточная р-фаза.
При последующем старении закаленных сплавов про-
исходит распад мартенситных а'-, а,"- и со-фаз, а также
остаточной метастабильной p-фазы. Конечными продук-
тами распада являются а- и p-фазы равновесного состава.
В процессе старения закаленных сплавов происходит
их упрочнение, обусловленное распадом а'- и р-фаз.
Повышение прочности при распаде а"-фазы невелико.
В табл. 2 приведен состав и механические свойства
наиболее распространенных титановых сплавов, об-
рабатываемых давлением.
Сплав ВТ5 хорошо деформируется в горячем
состоянии и сваривается; обладает высокой сопротив-
ляемостью коррозии, но склонен к водородной хруп-
кости. Дополнительное легирование сплава ВТ5 оло-
вом (ВТ5-1) улучшает технологические и механические
свойства сплава.
Сплавы типа 0Т4 хорошо обрабатываются
давлением в горячем и холодном состояниях, сварива-
ются всеми видами сварки, но склонны к водородной
хрупкости. Наилучшее сочетание свойств достигается
в а ф ^-сплавах.
Сплав ВТ6 обладает хорошими механическими
и технологическими свойствами и упрочняется термиче-
ской обработкой.
Таблица 2. Средний химический состав, %, и типичные
некоторых сплавов титана *
Сплав AI V Мо Другие элементы Ов, МПа 6, % кси, МДж/м2
ос-сплавы
ВТ5 ВТ5-1 5 5 — — 2,5Sn 750—950 800—950 12—25 12—25 0,3—0,6 0,4—0,9
ОТ4 ** 4,5 — — 1,5Мп 700—900 (« + 15—40 >)-сплавы 0,5—1,2
ВТ6 6 5 950—110 8 0,4—0,8
ВТ8 6,5 — 3,5 0,3Si 1050—1250 10—15 0,3—0,6
ВТ14 *** 5,5 1,3 3,0 — 1150—1400 6—10 0,3
* Ориентировочная стоимость сплавов титана ВТ5-1—5940, ВТ14 от
• Псевдосплав а; в его структуре сс-фаза 4~ 1 — 5 % ft-Лазы.
* Механические свойства после закалки и старения.
Сплав ВТ8 применяют в отожженном и терми-
чески упрочненном состояниях. Сплав хорошо дефор-
мируется в горячем состоянии и предназначается для
деталей, работающих при 450—500 °C.
Сплав ВТ 14 рекомендуется применять для из-
готовления тяжело нагруженных деталей, а также де-
талей, длительное время работающих при 400 °C или
кратковременно при 500 °C. Сплав упрочняется за-
калкой с 850—880 °C в воде и последующим старе-
нием при 480—500 °C, 12—16 ч. Полный отжиг про-
водят при 750—800, а неполный при 600—650 °C.
Для фасонного литья применяют сплав ВТ5Л,
который обладает хорошими литейными и механиче-
скими свойствами.
Титан и его сплавы используют там, где главную
роль играют высокая удельная прочность и хорошая
сопротивляемость коррозии. Титановые сплавы при-
меняют в авиации в ракетной технике, в химическом
машиностроении и во многих других отраслях народ-
ного хозяйства.
Глава АЛЮМИНИЙ И СПЛАВЫ
XXI НА ЕГО ОСНОВЕ
Алюминий — металл серебристо-белого цвета. Темпе-
ратура плавления его 658 °C. Алюминий имеет кри-
сталлическую г. ц. к. решетку с периодом а —
механические свойства
Вид полуфабриката
Литье, профили, поковки
Листы, профили, трубы
Листы, полосы, ленты
Поковки, листы, трубы
Поковки, штамповки
Поковки, штамповки, листы
7260 до 7280 руб. за 1 т.
= 0,40412 нм. Особенностью
алюминия является его низ-
кая плотность (2,7 г/см8).
Алюминий обладает высокой
электропроводностью, сос-
тавляющей 65 % от элек-
тропроводности меди. В за-
висимости от чистоты разли-
чают алюминий особой чис-
тоты — А999 (99,999 % А1),
высокой чистоты А995
(99,995 % Al), А99 (99,99 %
Al) А97 (99,990 % Al), А95
(99,950 А1) и технической
чистоты А85, А8, А7, А6, А5,
АО (99,0 % А1).
1 ехническии алюминий
; вставляется в виде листов, профилей, прутков, про-
ллоки и других полуфабрикатов; маркируется АД00
(99,7), АДО (99,5), АД1 (99,3) и АД (98,8 % А1).
Алюминий обладает высокой коррозионной стой-
костью вследствие образования на его поверхности
тонкой прочной пленки А12О8.
Механические свойства отожженного алюминия вы-
сокой чистотьи ов — 50 МПа; а0)2 = 15 МПа; 6 ==
— 50 %, а технического алюминия (АДМ) *1 ав =
= 80 МПа, о0>2 = 30 МПа, 6 — 35 %. Холодная пла-
стическая деформация повышает временное сопро-
тивление технического алюминия (АДН) до 150 МПа,
при этом относительное удлинение снижается до 6 %.
Алюминий легко обрабатывается давлением, но обра-
ботка резанием затруднена. Хорошо сваривается
всеми видами сварки. Применяется технический алю-
миний (АД и АД1) для элементов конструкций и де-
талей, не несущих нагрузки. Алюминий высокой чи-
стоты применяется для фольги, токопроводящих и
кабельных изделий, а также в химической промышлен-
ности.
Алюминиевые сплавы
Наибольшее распространение получили сплавы систем
Al—Си, Al—Si, Al—Мп, Al—Си—Mg, Al—Си—Mg—Si,
Al—Zn—Mg—Си и др.
* М мягкий (отожженвый), Н = иагартоЕаиный.
В равновесном состоянии эти сплавы представляют
собой низколегированный твердый раствор и интерме-
таллидные фазы СпА12 (0-фаза); Mg2Si; Al2CuMg (S-
фаза); Al6CuMg4 (Т-фаза); Al3Mg2, Al2MgsZns (Т-фаза)1
и др.
Все сплавы алюминия можно разделить на две
группы:
сплавы, деформируемые путем прокатки, прессова-
ния и т. д. и литейные сплавы.
Термическая обработка алюминиевых сплавов
Многие деформируемые сплавы алюминия упрочня-
ются закалкой и последующим старением.
Закалка алюминиевых
сплавов заключается в
нагреве сплава до темпе-
ратуры, при которой из-
быточные интерметаллид-
ные фазы полностью
или большей частью рас-
творяются в алюминии,
выдержке при этой тем-
пературе и быстром охла-
ждении до комнатной тем-
t,°C
700
058
еоо
SOD
ыо
soo
200
а
Ж
Ж+а.
sw>
'' ~с
Температура
закалка
i
cc*0uAIz J
I Г I
0 7 Z S if S DCU,‘
0,2‘
Al—Си104' Диаграмма состояиия пературы для получения
пересыщенного твердого
раствора. Так, температура закалки сплавов системы
А1—Си (рис. 104) определится линией аЬс, проходящей
выше линии предельной растворимости для сплавов,
содержащих менее 5,6 % Си, и ниже эвтектической
линии (548 °C) для сплавов с большим количеством
меди. При нагреве под закалку сплавов, содержащих
до 5,6 % Си, избыточная фаза СиА12 полностью раст-
ворится и при последующем быстром охлаждении
фиксируется только пересыщенный a-твердый раствор,
содержащий столько меди, сколько ее находится в
сплаве. При содержании более 5,6 % Си в структуре
сплавов после закалки будет пересыщенный а-твердый
раствор состава, отвечающего точке Ь, и нерастворен-
ные при нагреве кристаллы соединения СиА12, входя-
щие в эвтектику. Время выдержки при температуре
1 Фаза Al2Mg8Zn9 изоморфна фазе T-AloCuMg,.
закалки должно о еспечить растворение интерметал-
лидных фаз; оно зависит от структурного состояния
сплава, типа печи и толщины изделия. Охлаждение де-
формированных сплавов при закалке проводят в хо-
лодной воде.
За закалкой следует старение. Старение алюминие-
вых сплавов заключается в выдержке сплава при комнат-
ной температуре несколько суток (естественное
старение) или в течение 10—24 ч при повышенной
температуре (искусственное старение).
В процессе старения происходит распад пересыщенного
твердого раствора, что сопровождается упрочнением
сплава. Распад пересыщенного твердого раствора про-
текает в несколько стадий в зависимости от темпера-
туры и продолжительности старения. При естественном
старении (20 °C) или низкотемпературном искусствен-
ном старении (ниже 100—150 °C) распада твердого
раствора с выделением избыточной фазы не наблюда-
ется; при этих температурах атомы меди перемещаются
только в пределах кристаллической решетки a-твер-
дого раствора и собираются в двумерные пластинчатые
образования типа дисков — в так называемые зоны
Гинь е—П рестона (ГП-1), которые равномерно
распределены в пределах каждого кристалла.
Длительная выдержка при 100 °C или выдержка
в течение нескольких часов при 150 °C. приводит к об-
разованию промежуточной 6"-фазы или зон Гинье—
Престона 2. Выдержка в течение нескольких часов при
150—200 °C приводит к образованию в местах распо-
ложения 0"-фазы (зон ГП-2) дисперсных (тонкопластин-
чатых) частиц другой промежуточной 0"-фазы. Эта
фаза не отличается по химическому составу от стабиль-
ной фазы 0 (СпА1г), но имеет отличную от нее кристал-
лическую решетку. Повышение температуры до 200—
250 °C приводит к коагуляции 0"-фазы и к образованию
стабильной 0-фазы.
Таким образом, при естественном старении образу-
ются лишь зоны ГП-1 (зонное старение). При искус-
ственном старении последовательность структурных
изменений можно представить в виде следующей схемы:
ГП-1 -> 0" (ГП-2) -> 0' -> 0 (СпА12).
Зонное старение Фазовое старение
Эта общая схема распада пересыщенного твердого
раствора в сплавах А1—Си справедлива и для других
сплавов. Различие сводится лишь к тому, что в разных
сплавах неодинаковый состав и строение зон, а также
образующихся фаз.
Эффект упрочнения при закалке и старении зави-
сит от природы фазы упрочнителя, типа ее решетки,
размеров ее частиц, количества фазы и ее распределения.
Наибольшее упрочнение алюминиевых сплавов дости-
гается благодаря CuA12, Al2CuMg (S-фаза) Mg2Si и
Al2Mg3Zn3, имеющих сложную структуру и состав,
отличный от a-твердого раствора.
Для снятия наклепа и получения мелкого зерна
алюминиевые сплавы в зависимости от состава под-
вергают рекристаллизационному отжигу при 350—
500 °C 0,5—2 ч.
Для разупрочнения сплавов, прошедших закалку
и старение, отжиг проводят при 350—450 °C 1—2 ч.
При этих температурах происходит полный распад
пересыщенного твердого раствора и коагуляция упроч-
няющих фаз. Скорость охлаждения не должна превы-
шать 30 °С/ч. После отжига сплав имеет низкое временное
сопротивление, удовлетворительную пластичность и
высокую сопротивляемость коррозии под напряже-
нием.
Дуралюмины, Дуралюминами называют спла-
вы А1—Си—Mg, в которые дополнительно вводят мар-
ганец (табл. 3). Типичным дуралюмином является
сплав Д1, однако вследствие сравнительно низких
механических свойств производство его заметно со-
кращается, сплав Д1 для листов и профилей заменяется
сплавом Д16. Упрочнение дуралюмина при термиче-
ской обработке достигается в результате образования
зон ГП сложного состава после естественного старения
или мегастабильных фаз 6" или 0' или, наконец, S
и 0 в условиях искусственного старения.
Дуралюмин, изготовляемый в листах, для защиты
от коррозии подвергают плакированию, т. е. покрытию
тонким слоем алюминия высокой чистоты (не ниже
99,5 %). Толщина слоя должна составлять 4 % от
толщины листа. Плакирование заметно снижает проч-
ность дуралюмина.
Для закалки сплав Д1 нагревают до 495—510 °C,
а сплав Д16 — до 495—505 °C. Нагрев до более вы-
Таблица 3. Химический состав, %, и типичные механические свойства1 некоторых деформируемых
алюминиевых сплавов после закалки и старения
Сплав Си м* Мп Si Другие элементы °О,0 ав 6, %
МПа
Дуралюмины
Д1 Д16 3,8—4,8 3,8—4,9 0,4—0,8 1,2—1,8 0,4—0,8 0,3—0,9 й - 250 380 410 520 15 11
Высокопрочные алюминиевые сплавы
ВЭБ В96 1,4—2,0 1,8—2,8 0,2—0,6 0,5 5—7 Zn; 0,1—0,25 Сг 530—550 560—600 8
2,2—2,8 2,5—3,2 0,2—0,5 — 7,6—8,6 Zn 0,1—0,25 Сг 630 670 7
Ковочные алюминиевые сплавы
АК6 1,8—2,6 0,4—0,8 I I 0,4—0,8 ' I 0,7—1,2 I 1 300 1 420 1 13
АК8 | 3,9—4,8 | 0,4—1,0 I 0,4—1,0 | 0,6—1,2 1 — 1 380 480 10
Примечание. Буква Д означает сплав типа дуралюмина, А в начале марки (АД) АД1 — технический алюминий;
АК — алюминиевый ковочный сплав. Нередко в начале марки ставится буква В — высокопрочный.
После условного номера следуют обозначения, характеризующие состояние сплава. Буква М — мягкий (отожженный);
Т — термически обработанный (закалка и естественное старение); Н — нагартоваиный; П полуиагартованиый и т. д.
1 Ориентировочная стоимость дуралюмина 750—1370 руб. н высокопрочных сплавов (В95, В96) 800—1460 руб. за 1 т
(в зависимости от полуфабриката).
соких температур вызывает пережог, т. е. окисление
и частичное оплавление металла по границе зерен,
что резко снижает прочность и пластичность сплава.
Закалку дуралюмина проводят в холодной воде.
Дуралюмины после закалки подвергают естествен-
ному (зонному) старению, которое наиболее интенсивно
протекает в первые сутки после закалки и практически
заканчивается в течение 4—5 сут. Понижение темпе-
ратуры тормозит старение, а повышение увеличивает
скорость процесса, но понижает пластичность и со-
противление коррозии.
Дуралюмины удовлетворительно обрабатываются ре-
занием (в закаленном и состаренном состоянии) и хо-
рошо свариваются точечной сваркой.
Сплав Д16 применяют для изготовления деталей
и элементов конструкций средней и повышенной проч-
ности, требующих долговечности при переменных на-
грузках, в строительных конструкциях, не требующих
высокой коррозионной стойкости и т. д.
Высокопрочные алюминиевые
сплавы (табл. 3). Прочность этих сплавов достигает
550—700 МПа, но при меньшей пластичности, чем
у дуралюминов. Высокопрочные алюминиевые сплавы,
кроме меди и магния, содержат цинк. Представителем
высокопрочных алюминиевых сплавов является сплав
В95 (табл. 3) и более прочный В96.
Упрочняющими фазами в них являются: MgZna, Т-
фаза (Al2Mg3Zn3) и co-фаза (А1жМ§6Сп6) Si4. Добавки
марганца и хрома улучшают коррозионную стойкость.
Сплавы закаливают с 465—475 °C (с охлаждением в хо-
лодной или горячей воде) и подвергают искусственному
(фазовому) старению при 135—145 °C, 16 ч. По сравне-
нию с дуралюмином эти сплавы обладают большей чув-
ствительностью к концентраторам напряжений и по-
ниженной коррозионной стойкостью под напряжением.
У них меньше предел выносливости и сопротивляе-
мость повторным статическим нагрузкам. Высокопроч-
ный алюминиевый сплав В95 хорошо обрабатывается
резанием и сваривается точечной сваркой.
Сплав В95 применяют для нагруженных конструк-
ций. Сплав В96 используют в виде прессованных и
кованых изделий. Он рекомендуется для сжатых зон
конструкций или для деталей без концентраторов на-
пряжений.
Таблица 4. Химический состав, %, и типичные
механические свойства х сплавов алюминия, ие упрочняемых
термической обработкой
Сплав Мп Mg °в °0.2 б. %
МПа
АМу АМг5 АМгб 1,0—1,6 0,3—0,6 0,5—0,8 4,5—5,8 5,8—6,8 130 (170) 300 300 (400) 50 (130) 150 15 (30) 23 (10) 20 18 (10)
В скобках механические свойства в полунагартованном состоянии.
Алюминиевые сплавы для ковки
и штамповки. Сплавы этого типа отличаются
высокой пластичностью при температурах ковки и
штамповки (380—450 °C) и удовлетворительными ли-
тейными свойствами, позволяющими получить ка-
чественные слитки. Упрочняющими фазами при старе-
нии являются соединения Mg2Si, S-фаза, СиА1г и
©-фаза (AlKMg6Cu6) Si4.
Сплав АК6 используют для деталей сложной формы
и средней прочности. Сплав АК8 рекомендуется для
тяжело нагруженных штампованных деталей. Сплав
АК8 менее технологичен, чем АК6.
Ковку и штамповку сплавов проводят при 450—
475 °C. Их подвергают закалке с 505—525 (сплав АК6)
или 495—505 °C (АК8) с охлаждением в воде, а затем
фазовому старению при 150—165 °C, 6—15 ч.
Деформируемые алюминиевые
сплавы, не упрочняемые термиче-
ской обработкой. К этим сплавам относятся
сплавы алюминия с марганцем или с магнием (табл. 4).
Упрочнение сплавов достигается в результате образо-
вания твердого раствора и в меньшей степени за счет
избыточных фаз.
Сплав АМц представляет собой твердый раствор
марганца в алюминии, в котором также в небольшом
количестве имеются частицы соединения А16Мп. Сплав
АМг даже после медленного охлаждения не содержит
избыточных фаз и состоит только из a-твердого раст-
вора.
Сплавы АМу и АМг2 (1,8—2,8 % Mg) легко обра-
батываются давлением, хорошо свариваются контакт-
ной и аргоно-дуговой сваркой и обладают высокой кор-
розионной стойкостью. Применяются сплавы для эле-
ментов конструкций, испытывающих сравнительно не-
большие нагрузки и требующих высокого сопротивле-
ния коррозии (баки для бензина, витражи, перегородки,
двери, окопные рамы и др.).
Для средненагруженных деталей и конструкций
используют сплавы АМг5 и АМгб.
Литейные алюминиевые сплавы.
Сплавы для фасонного литья должны обладать высокой
жидкотекучестью, сравнительно небольшой усадкой,
малой склонностью к образованию горячих тре-
щин и пористости в сочетании с хорошими меха-
ническими свойствами, сопротивлением коррозии
и др.
Высокими литейными свойствами обладают сплавы,
содержащие в структуре эвтектику. Поэтому содержа-
ние легирующих элементов в литейных сплавах выше,
чем в деформируемых.
Наиболее известны сплавы системы А1—Si, полу-
чившие название силуминов. Типичным силуми-
ном является эвтектический сплав АЛ2, содержащий
19—13 % Si (рис. 105). Сплав имеет хорошие литейные
свойства: низкую температуру плавления, высокую
жидкотекучесть, малую усадку и др.
Упрочнение сплава достигается модифицированием
(рис. 105). Для этого в жидкий сплав вводят около
0,01 % Na в виде смеси, состоящей из 2/3 NaF и 1/3 NaCl
в количестве 2 % от массы жидкого сплава. До моди-
фицирования сплав, содержащий 12—13 % Si, состоит
из эвтектики, имеющей грубоигольчатое строение
(рис. 105, /), и первичных кристаллов кремния. После
модифицирования эвтектика становится мелкозерни-
стой, а заэвтектические сплавы по структуре стано-
вятся доэвтектическими с первичными дендритами а-
раствора (алюминия) (рис. 105, 2).
Эффект модифицирования связан с явлением пере-
охлаждения (процесс кристаллизации эвтектики проис-
ходит при более низкой температуре) и повышением
содержания кремния в эвтектике с 11,6 до 14 %
(рис. 105). Измельчение эвтектики некоторые исследо-
ватели объясняют тем, что образующийся в сплаве
силицид натрия (Na2Si) обволакивает кристаллики
кремния и затрудняет их рост.
Рис. 105. Диаграмма состояния Al—Si (а) и м.к,оструктура (б» силу-
мина. содержащего 13 % SI до модифицирования (7) и после модифици-
рования (2), Х200
войные сплавы не обеспечивают высоких механи-
ческих свойств. После модифицирования сплав АЛ2
имеет ов = 150 МПа, 6 = 4 % и твердость НВ 500МПа
(литье в землю).
Механические свойства многих литейных сплавов
могут быть повышены термической обработкой. Сплавы
подвергают или только старению при 175 °C, если после
охлаждения отливок уже происходит закалка (услов-
ное обозначение термической обработки Т1), или они
проходят отжиг при 250—300 °C для снятия напряжений
(Т2). Чаще литейные сплавы подвергают закалке с 510—
545 °C (в зависимости от марки сплава) в горячей воде
и естественному старению (ТЗ, Т4), закалке и кратко-
временному старению при 175 °C, повышающими проч-
ность отливки при сохранении достаточной пластич-
ности (Т5) или полному старению (Тб) для получения
максимальной прочности.
Иногда после закалки дают старение при 220—
230 °C (Т7) для стабилизации структуры или при 240—
260 °C (Т8) для повышения пластичности и стабилиза-
ции размеров.
Широкое применение получили упрочняемые тер-
мической обработкой доэвтектические силумины АЛ4
(8—10 % Si, 0,17—0,3 % Mg, 0,25—0,5 % Мп) и АЛ9
(6—8 % Si, 0,2—0,4 % Mg).
После термической обработки Тб сплав АЛ4 имеет:
ов = 260 МПа, о0 2 = 200 МПа, 6 = 4%, а силумин
АЛ9 (Т5) — ов = 220 МПа, о0,3 = 160 МПа и 6 = 3 %.
Сплавы применяют для изготовления крупных и
средних деталей, испытывающих большие нагрузки,
а также деталей, работающих при температурах до
200 °C.
Сплавы на основе А1—Si хорошо сопротивляются
коррозии во влажной атмосфере и морской воде, удов-
летворительно обрабатываются резанием, сварива-
ются газовой и аргоно-дуговой сваркой и обеспечивают
герметичность отливок. Недостатком силуминов яв-
ляется склонность их к образованию газовой пори-
стости в крупных отливках.
Для литых деталей, продолжительно работающих
при 275—320 %!, используют сплав АЛ1 (3,75—
4,5 % Си; 1,25—1,75 % Mg; 1,75—2,25 % Ni; 0,15—
0,25 % Сг). Сплав обладает удовлетворительными ли-
тейными свойствами и неплохо обрабатывается реза-
нием, но герметичность и коррозионная стойкость
его понижены.
Отливки применяют после закалки п кратковре-
менного старения при 175 °C (Т5). После такой обра-
ботки: ов = 260 МПа; o0j2 — 200 МПа; 6 = 0,6 %.
Для литья деталей, несущих высокие нагрузки
и подверженных действию морской воды и воздушной
атмосферы, применяют коррозионностойкий сплав АЛ8,
содержащий 9,5—11,5 % Mg. После закалки с 430 °C
сплав представляет собой однородный твердый раствор
магния в алюминии, что предопределяет его высокую
коррозионную стойкость. Временное сопротивление
сплава АЛ8 составляет 300 МПа, относительное удли-
нение 10—11 %. Сплавы алюминия с магнием хорошо
обрабатываются резанием, свариваются, но имеют по-
ниженные литейные свойства. В расплавленном состоя-
нии сплав легко окисляется. Для уменьшения окисля-
емости в него вводят 0,05—0,07 % Be, а для измель-
ения зерна такое же количество титана.
Глава МАГНИЙ И СПЛАВЫ
XXII НА ЕГО ОСНОВЕ
Магний — металл светло-серого цвета. Характерным
свойством магния является его малая плотность
(1,74 г/см3). Температура плавления магния 650 °C.
Кристаллическая решетка гексагональная (а =
= 0,3103 нм, с = 0,5200 нм; с/а — 1,62354). Техни-
ческий магний выпускают трех марок МГ90 (99,9 % Mg);
МГ95 (99,95 % Mg) и МГ96 (99,96 % Mg). Механиче-
ские свойства литого магния: ов = 115 МПа; о0.2 =
= 25 МПа; 6 = 8%, НВ 30, а деформированного
(прессованные прутки); ов — 200 МПа; о0>3 = 90 МПа;
6= 11,5 %, НВ 40. На воздухе магний легко вос-
пламеняется. Используется магний в пиротехнике и
химической промышленности.
Сплавы на основе магния
Свойства магния можно улучшить легирование.
Чаще применяют сплавы магния с алюминием
(до 10 %), цинком (до 5—6 %), марганцем (до 2,5 %),
цирконием (до 1,5 %).
Алюминий и цинк, образующие с магнием твердые
растворы, и соединения Mg4Al3 и MgZn2 в количестве
до 6—7 % повышают механические свойства магния.
Марганец с магнием образуют твердый раствор. Мар-
ганец повышает сопротивление коррозии и улучшает
свариваемость.
Цирконий, будучи введен в сплавы магния с цин-
ком, измельчает зерно, улучшает механические свой-
ства и повышает сопротивление коррозии. Редкоземель-
ные металлы и торий повышают жаропрочность магни-
евых сплавов.
Бериллий при содержании его 0,005—0,12 % умень-
шает окисляемость магния при плавке, литье и тер-
мической обработке.
Термическая обработка магниевых сплавов имеет
много общего с термической обработкой алюминиевых
сплавов.
Для устранения наклепа магниевые сплавы подвер-
гают рекристаллизационному отжигу при температуре
350 °C.
Некоторые магниевые сплавы могут быть упроч-
нены закалкой и старением. Нагрев приводит к раство-
рению избыточных фаз (MgZn2, Mg4Al3, Mg3Al2Zn2 и
т. д.) и получению после закалки пересыщенного
твердого раствора. В процессе старения происходит
выделение упрочняющих фаз. Особенностью магние-
вых сплавов является малая скорость диффузионных
процессов, поэтому фазовые превращения протекают
медленно. Это требует больших выдержек при нагреве
под закалку (4—24 ч) и искусственном старении (16—
24 ч). По этой же причине возможна закалка на воз-
духе. Многие сплавы принимают закалку при охла-
ждении отливок или изделий после горячей обработки
давлением на воздухе, а следовательно, они могут
упрочняться при искусственном старении без пред-
варительной закалки.
Л шлейные сплавы. Состав некоторых промышленных
литейных сплавов приведен в табл. 5.
Широко применяют сплав МЛ5, в котором сочета-
ются высокие механические и литейные свойства. Его
используют для литья в землю, в кокиль и под давле-
нием нагруженных крупногабаритных отливок.
Сплав МЛ6 обладает лучшими литейными свойст-
вами, чем МЛ5, и предназначается для изготовления
Таблица 5. Химический состав, %, и типичные механически некоторых магниевых
сплавов 2
Сплав А1 Zn Мп Другие элементы ав %,2 С, %
МПа
Литейные сплавы
МЛ5 7,5—9 0,2—0,8 0,15—0,5 0,5 — 160 (250) 95 (120) 3(4)
МЛ6 9—10,2 0,6—1,2 0,1—0,5 — 160 (260) 110 (150) 1,5 (1)
МЛ10 — 0,1—0,7 — 0,4—1,0 Zr, 2,2—2,8 Nd (220) (125) (3,5)
Деформируемые сплавы
MAI — 1,3—2,5 — 210 120 8
МА2-1 3,8—5,0 0,5—1,5 j 0,2—0,6 — 280 200 12
* В скобках указаны свойства после закалки и старения.
* Ориентировочная стоимость литых сплавов 620—680 руб. и деформированных 1500—2500 руб. за 1 т.
тяжело нагруженных детален.
Механические свойства сплавов МЛ5 и МЛ6 могут
быть повышены гомогенизацией при 420 °C, 12—24 ч.
Более высокие значения временного сопротивления
разрыву и предела текучести сплав МЛ5 приобретает
после старения при 175 °C, а МЛ5 при 190 °C, 4—8 ч
(табл. 5).
Сплав МЛ10 относится к группе жаропрочных и
применяется для отливок, работающих при темпера-
турах до 300 °C.
Сплав используют после закалки (гомогенизации)
при 539 °C и старении при 200 °C, 12—16 ч. Магние-
вые сплавы хорошо обрабатываются резанием.
Деформируемые сплавы (табл. 5). Эти сплавы по-
ставляют в виде горячекатаных прутков, полос, про-
филей, а также поковок и штамповок.
Магниевые сплавы, имеющие гексагональную ре-
шетку, при низких температурах малопластичны, так
как сдвиг происходит только по плоскостям базиса.
При нагреве появляются дополнительные плоскости
скольжения и пластичность возрастает. Обработку дав-
лением ведут при повышенных температурах — прес-
сование при 300—480 °C, а прокатку в интервале тем-
ператур от 340—440 (начало) до 225—250 °C (конец).
Штамповку проводят в интервале 480—280 °C.
Сплав МА1 обладет высокой технологической пла-
стичностью, хорошей свариваемостью и коррозионной
стойкостью. Введение в сплав А1—Мп 0,2 % Се (АМ8)
измельчает зерно, повышает механические свойства и
улучшает деформацию в холодном состоянии.
Сплав МА2-1 имеет достаточно высокие механические
свойства, хорошо штампуется (прокатывается) и сва-
ривается. Однако он склонен к коррозии под напря-
жением.
Вследствие высокой удельной прочности магние-
вые сплавы.нашли применение в авиастроении, ракет-
ной технике, электротехнике и радиотехнике и др.
Из-за малой устойчивости против коррозии изделия
из магниевых сплавов оксидируют. На оксидированную
поверхность наносят лакокрасочные покрытия.
Глава МЕДЬ И СПЛАВЫ
XXlii НА ЕЕ ОСНОВЕ
Медь имеет гранцентрированную кубическую решетку.
Температура плавления 1083 °C. Прочность меди не-
велика, но она имеет высокую пластичность: ов —
= 2004-250 МПа; б — 30—35 % (после прокатки и
отжига).
Вследствие высокой пластичности медь плохо об-
рабатывается резанием, но легко деформируется в го-
рячем и холодном состояниях. Прочность меди в ре-
зультате холодной деформации возрастает до 700 МПа,
при этом пластичность ее снижается до 1—3 %.
М.ед,ъ отличается высокими электропроводностью и
тепл опр оводностью.
Поэтому медь широко применяют в электропро-
мышленности. В зависимости от химического состава
/станавливаются следующие марки меди: М00
'.,9,99 % Си), МО (99,95 % Си), Ml (99,90 % Си),
М2 (99,70 % Си), М3 (99,50 % Си) и М4 (99,0 % Си).
Присутствующие в меди примеси оказывают большое
влияние на ее свойства.
По характеру взаимодействия примесей с медью
их можно разделить на следующие группы:
1) примеси, образующие с медью твердые рас-
творы, — никель, цинк, сурьма, олово, алюминий,
фосфор и др. Эти примеси улучшают механические
свойства меди, но резко снижают (особенно сурьма и
фосфор) ее электро- и теплопроводность;
2) примеси свинца, висмута и другие практически
нерастворимые в меди при очень малом количестве
их образуют с ней легкоплавкие эвтектики. Эвтектики
располагаются по границам зерен меди и затрудняют
горячую обработку ее давлением.
На электропроводность меди они оказывают неболь-
шое влияние;
3) примеси кислорода и серы образуют с медью
хрупкие химические соединения Си2О и Cu2S, распо-
лагающиеся по границам зерен меди. На электропро-
водность эти примеси не влияют. Сера улучшает обра-
батываемость меди резанием. Кислород, если он при-
сутствует в меди, образует с ней оксид меди и вызывает
так называемую «водородную болезнь».
При нагреве меди в атмосфере, содержащей водород,
он реагирует с Си2О по реакции Си2О 4- Н2 -> 2Сп 4*
4- Н2О, протекающей с увеличением объема. Это соз-
дает в металле большое давление и вызывает появление
микротрещин.
Сплавы меди
Различают две основные группы медных сплавов: ла-
туни — сплавы меди с цинком и бронзы — сплавы
меди с другими элементами, в числе которых, но только
наряду с другими, может быть и цинк.
Ав, МПа
Рис. 106. Диаграмма состояния Си—Zn (а) и влияние цинка иа механи-
ческие свойства меди (б).
1 — нагрев под обработку давлением; 2 рекристаллизационный отжиг;
8 ~ отжиг для снятия остаточных напряжений
Латуни. Латуни маркируют буквой Л, после
буквы следует цифра, указывающая содержание в ней
меди (Л96, Л62 и др.). Из приведенной диаграммы со-
стояния системы Си—Zn (рис. 106) видно, что латуни,
содержащие не более 39 % Zn, имеют однофазную
структуру, состоящую из кристаллов твердого раст-
вора цинка в меди (а-фаза).
В сплавах, содержащих от 39 до 50 % цинка, обра-
зуется 0-фаза. Она представляет собой электронное
соединение CuZn.
При высоких температурах 0-фаза имеет неупоря-
доченное расположение атомов и широкую область го-
могенности. В этом состоянии 0-фаза пластична. При
понижении температуры до 453—470 °C расположение
атомов меди и цинка в этой фазе становится упорядо-
ченным и она обозначается 0'. В отличие от 0-фазы
0'-фаза является твердой и хрупкой.
На рис. 106, б показаны изменения механических
свойств латуни в зависимости от содержания в них
цинка.
С увеличением содержания цинка в области а-фазы
возрастают прочность, твердость и пластичность ла-
туни. При появлении Р'-фазы пластичность резко па-
дает, а временное сопротивление возрастает, достигая
максимального значения при 45 % Zn. В области
р'-фазы очень сильно уменьшается и йрочность ла-
Рис. 107. Микроструктура а (а) и a -J- f> (О) латуни, хЗОО
туней. Поэтому латуни, содержащие более 42 % Zn,
как правило, не применяют.
На рис. 107 приведены микроструктуры однофазной
и двухфазной латуней, применяемых в технике.
Двухфазные латуни имеют более высокую проч-
ность и износостойкость, чем однофазные.
Механические свойства наиболее распространенных
латуней в отожженном состоянии следующие:
а-латуни Л96 (томпак), Л80 (полутомпак) и Л701
ов = 2404-320 МПа; 6 = 50-4-52 %;
а + Р'-латуни Л62 и Л59: ов= 360-4-390 МПа;
6 = 494-44 %. Эти латуни поставляют в виде листов,
ленты, полос, труб, прутков и проволоки.
Однофазные а-латуни хорошо обрабатываются дав-
лением в горячем и холодном состоянии.
Латунь упрочняется в процессе холодного дефор-
мирования. Временное сопротивление при растяжении
латуни Л80 возрастает с 320 до 640 МПа, при. этом
относительное удлинение уменьшается с 50 до 3 %.
Для снятия наклепа применяют рекристаллизацион-
ный отжиг при 500—700 °C (рис. 106, а).
Двухфазные а 4- [3-латуни малопластичны в хо-
лодном состоянии; их подверагют горячей обработке
давлением при температурах, соответствующих одно-
фазной (3-области (рис. 106, б).
Латуни плохо обрабатываются резанием. Для улуч-
шения обрабатываемости в латунь добавляют неболь-
шое количество свинца. Сплавы меди с цинком, со-
держащие свинец, называются свинцовистыми или
автоматными латунями. К ним относится латунь
ЛС59—1.
Специальные латуни. К этой группе
относятся латуни, в которые для улучшения механи-
ческих и химических свойств дополнительно вводят
олово, кремний, марганец, алюминий и железо.
При содержании 0,5—1,5 % Sn улучшается кор-
розионная стойкость латуней. Кремний, марганец,
никель и алюминий значительно повышают не только
Таблица 6. Механические свойства некоторых специальных
латуней после отжига 1
Латунь ов, МПа б, % Назначение
Латуни, обрабатываемые давлением1
ЛА77-2 380 47 Конденсаторные трубки в мор- ском судостроении
ЛАЖ60-1-1 450 50 Прессованные прутки и трубы, высокопрочные детали, рабо- тающие в морской воде
ЛК80-3 300 40 Поковки и штамповки для кор- розионностойких деталей ма- шин
Латуни для фасонного литья
ЛА67-2.5 400 15 Коррозионностойкие детали в
(литье в кокиль) ЛА67-2 : 5 300 12 морском судостроении и общем машиностроении То же
Л5С80-3-3 250—300 7—15 Литые подшипники и втулки неответственного назначения
1 Ориентировочная стоимость деформируемых латуней 485—600 р.,
литейных 845—1125 р. за 1 т.
коррозионную стойкость, но и механические и анти-
фрикционные свойства латуней.
Железо задерживает процесс рекристаллизации ла-
туней, измельчает зерно
В табл. 6 приведены
марки сложных латуней.
Их маркируют буквой Л
(латунь), после которой
следуют буквы, обознача-
ющие легирующий элемент
А — алюминий, Ж — же-
лезо, К — кремний, М —
марганец, Н — никель,
С — свинец и т. д. Пер-
вые две цифры, следую-
щие за буквами, указы-
вают среднее содержание
. =ди, а остальные циф-
'-ы — содержание легирую-
щих элементов. Содержа-
ние цинка определяется по
разности до 100 %.
Специальные латуни,
обрабатываемые давлени-
ем, имеют сравнительно
небольшое количество ле-
гирующих присадок и
представляют собой одно-
родные твердые растворы
на основе меди. Поэтому
они обладают высокой
пластичностью.
К латуням, предназна-
ченным для фасонного ли-
и повышает твердость.
тья, добавляют большое количество специальных при-
садок, что улучшает их литейные свойства.
Оловянистые бронзы. На рис. 108 приведена часть
диаграммы состояния Си—Sn; a-фаза представляет
собой твердый раствор олова в меди. В сплавах этой
системы образуются электронные соединения типа
Cu8Sn ф-фаза), Cu3Sn (е-фаза), Cu31Sn8 (6-фаза).
Как видно из диаграммы (рис. 108), система Си—Sn
имеет ряд перитектических превращений и два пре-
вращения эвтектоидного типа. При 588 °C кристаллы
p-фазы претерпевают эвтектоидный распад с образо-
ванием смеси а- и у-фаз, а при 520 °C кристаллы у-твер-
дого раствора распадаются на смесь а- и 6-фаз (Cu31Sn8).
При температуре около 350 °C химическое соеди-
нение Cu31Sn8 (6-фаза) распадается на a-твердый раствор
и соединение Cu3Sn (е-фаза). Однако это превращение
протекает лишь при очень медленном охлаждении.
В реальных условиях охлаждения бронза состоит из
a-фазы и Cu31Sn8 (6-фаза).
Рио. 109. Микроструктура литой (а)
(б) оловяиистой бронзы, Х200
н деформированной в отожженной
Оловянистые бронзы склонны к ликвации; при
ускоренном охлаждении они получают резко выражен-
ное дендритное строение (рис. 109, а).
Бронзы, содержащие до 4—5 % Sn, однофазные,
они представляют собой a-твердый раствор; после де-
формации и отжига они имеют полиэдрическое строение
(рис. 109, б).
При большем содержании олова в структуре наряду
с а-раствором присутствует эвтектоид а + Cu31Sn8.
В практике применяют лишь сплавы с содержанием
до 10—12 % Sn. Сплавы, более богатые оловом, очень
хрупки (рис. 108, б).
Временное сопротивление разрыву возрастает с уве-
личением содержания олова в бронзе до 18—20 %
(рис. 108, б). При большей концентрации олова из-за
присутствия в структуре значительного количества
эвтектоида, содержащего хрупкое соединение Cu31Sng,
временное сопротивление разрыву резко уменьшается.
Обработке давлением можно подвергать только
однофазные бронзы, содержащие не более 5—6 % Sn.
Эти бронзы проходят рекристаллизационный отжиг
(при 600—650 °C) — как промежуточная операция при
холодной обработке давлением или заключительная
операция для придания готовым полуфабрикатам (ли-
стам, лентам) требуемых свойств.
Оловянистые бронзы имеют хорошие литейные свой-
ства, их применяют для фасонного литья.
Бронзы, особенно двухфазные, обладают высокими
антифрикционными свойствами. Поэтому их исполь-
зуют для изготовления антифрикционных изделий;
Бронзы с большим содержанием дорогостоящего
олова заменяют более дешевыми бронзами, в которые
добавляют цинк или свинец. Кроме того, свинец улуч-
шает обрабатываемость резанием.
В оловянистые бронзы добавляют также фосфор
(до 1 %), который является раскислителем и улучшает
их литейные свойства. Фосфор повышает механические
и антифрикционные свойства.
В табл. 7 приведены механические свойства и ука-
зано назначение оловянных бронз.
Алюминиевые бронзы (табл. 8). Алюминиевые бронзы,
содержащие до 9,0 % А1, представляют собой a-твер-
дый раствор А1 в Си и являются однофазными. Бронзы
с большим содержанием алюминия состоят из смеси
фаз a -j- у' (у' — электронное соединение Cu32Alie).
Алюминий при содержании его до 10 % повышает
временное сопротивление при растяжении меди; от-
носительное удлинение при содержании до 4—5 % А!
возрастает, а при большем его содержании резко па-
дает. Это связано с образованием хрупкой у'-фазы.
Бронзы, содержащие до 6—8 % А1, обрабатывают
давлением в холодном или горячем состоянии. Холодная
деформация значительно повышает прочность (табл. 8).
Бронзы, содержащие 8—10 % А1, можно обрабаты-
вать давлением только при высоких температурах.
Вместе с тем эти бронзы обладают повышенными
литейными свойствами и их применяют для фасонного
литья.
Алюминиевые бронзы устойчивы против коррозии.
Кремнистые бронзы. Кремнистые бронзы превосхо-
дят оловянистые по механическим свойствам и в то
же время являются более дешевыми.
Таблица 7. Механические свойства и назначение
некоторых оловянистых бронз
Бронза * Состояние материала ов, МПа 6, % Назначение
Бронзы для фасонного литья
БрОЦСНЗ-7-5-1 Лнтье в еемлю 180 8 Арматура, рабо- тающая в морской и пресной воде; втулки и подшип- ники
БрОЦС5-5 То же 150 6 Втулки, подшип- ники и другие де- тали, работающие на трение
Бронзы, обрабатываемые давлением
БрОФ6,5-0,15 После от- жига 350—450 60—70 Листы и ленты, проволока для пружин
БрОФ6,5-0,15 После ко- лодной де- формации 700—800 7,5—12 12 То же
БрОЦ.4-3 После от- жига 350 40 Токоведущие пру- жины, контакты (пружинящие) в электромашинах и аппаратура хи- мической промыш- ленности
БрОЦ4-3 После ко- лодной де- формации 550 4 То же
* Буквы указывают на присутствие в бронзе олова (О), цинка (Ц),
свинца (С), фосфора (Ф). Цифры после букв (отделенные дефисом) указы-
вают содержание соответствующих элементов, %. Ориентировочная стои-
мость бронз БРОФ6,5-0,15 — 1940—2090 в БрОЦ4-3 — 1690—1900 руб.
за 1 т.
Кремнистая бронза обладает высокой устойчи-
востью против коррозии в ряде агрессивных сред,
особенно в щелочах.
В промышленности применяют однофазные крем-
нистые бронзы, как обладающие высокой пластичностью.
Бериллиевые бронзы (табл. 8). Бериллиевые бронзы
содержат 2,0—2,5 % Be, обладают наилучшим комп-
лексом свойств из всех известных бронз. Бериллиевая
бронза значительно повышает механические свойства
в результате термической обработки.
Таблица 8. Механические свойства (не менее) и назначение ^шиииевых, кремнистых
и бериллиевых бронз
Бронза Состояние материала с^, МПа С, % Назначение
БрАЖ9-4Л Литье в землю Алюминием 550 ie бронзы 15 Фасонное литье
БрАЖ9-4 * Прессованные прутки 600 (850) 40(5) Прутки, поковки
БрАЖЮ-4-4Л Литье в кокиль 650 10 Фасонное литье
БрАЖН 10-4-4 После деформации и отжи- 650 35 Пруткн, трубы, поковки
га После холодной деформа- 750—830 9 То же
ции Кремнист пые броня. 1
БрКМЦЗ-1 После прокатки и отжига 380 45 Лента, проволока, прутки (пружины, рабо-
После холодной деформации 700 7 тающие в агрессивных средах). Сварные ре- зервуары в пищевой промышленности То же
БрБ2 После закалки Бериллиееьи 400—500 ? бронзы 40—50 Ответственные детали узлов трения, рабо-
После закалки и старения 1150—1250 1,5 тающих при высоких скоростях, повыщен- ных удельных давлениях и температурах. Пружинящие контакты, мембраны, силь- фоны. То же
♦ В скобках данные после термической обработки.
Наиболее высокие механические свойства бериллие-
вая бронза приобретает после закалки с 760—780 °C в
воде и старении при 300—350 °C, 2 ч.
После закалки фиксируется пересыщенный a-pacj-
твор. При старении выделяются частицы у-фазы, упроч-
няющие сплав.
В закаленном состоянии бериллиевая бронза имеет
ов = 500 МПа; 6 = 45 % и твердость НВ 120.
При старении временное сопротивление разрыву
возрастает до 1300—1350 МПа, твердость до НВ 400,
относительное удлинение снижается до 1,5 %.
Из бериллиевых бронз изготавливают пружины
в электроаппаратуре, материал которых должен обла-
дать хорошей электропроводностью, мембраны, а также
детали электронной техники.
Свинцовистые бронзы. Свинцовистые бронзы со-
держат до 30 % РЬ.
Свинец и медь в твердом состоянии нерастворимы
один в другом, поэтому микроструктура свинцовистых
бронз состоит из кристаллов более твердой меди и
мягкого свинца. Это обеспечивает хорошие антифрик-
ционные свойства сплава.
Механические свойства свинцовистых бронз не-
высокие: для бронзы БрСЗО при заливке в кокиль
ов » 60 МПа, 6 я; 4 %.
Свинцовистые бронзы применяют для изготовления
вкладышей подшипников механизмов, работающих с
большими скоростями и при повышенных давлениях.
Большой недостаток свинцовистых бронз — склон-
ность их к ликвации.
Глава АНТИФРИКЦИОННЫЕ
XXIV (ПОДШИПНИКОВЫЕ) СПЛАВЫ
Антифрикционные сплавы применяют для заливки вкла-
дышей подшипников. Эти сплавы должны иметь доста-
точную твердость, но не очень высокую, чтобы не выз-
вать сильного износа вала; сравнительно легко де-
формироваться под влиянием местных напряжений,
т. е. быть пластичными; удерживать смазку на поверх-
ности; иметь малый коэффициент трения между валом
и подшипником.
Кроме того, температура плавления этих сплавов
не должна быть высокой и сплавы должны обладать
хорошей теплопроводностью и устойчивостью против
коррозии.
Для обеспечения этих свойств структура ан-
тифрикционных сплавов должна
состоять из мягкой и пластичной
основы и включений более твер-
Рис. 110. Микроструктура баббита Б88 (а) и Б16 (б), Х300
дых частиц. При вращении вал опирается на
твердые частицы, обеспечивающие износостойкость,
а основная масса, истирающаяся более быстро, при-
рабатывается к валу и образует сеть микроскопиче-
ских каналов, по которым циклирует смазка и уносятся
продукты износа.
Оловянные и свинцовые баббиты. В табл. 9 приведены
состав и назначение наиболее часто применяемых спла-
вов на основе олова и свинца, получивших название
баббиты. Баббиты имеют низкую прочность ов =
= 60—120 МПа, НВ 13—35, невысокую температуру
плавления (220—320 °C), повышенную размягченность
НВ 100—250 МПа при 100 "С, отлично прирабатыва-
ются и обладают хорошими антифрикционными свой-
ствами. Оловянные баббиты используют в подшипни-
ках тяжелонагруженных машин.
Мягкая основа сплава Б88 — a-твердый раствор
сурьмы в олове (рис. ПО, а), а твердые кристаллы —
Таблица 9. Химический состав, %, и назначение подшипни
(во всех сплавах, кроме Б88 основа свин
Сплав Sb Си Cd Sn Другие элементы
Б88 7,3—7,8 2,5—3,5 0,8—1,2 Остальное 0,15—0.2N1
БН 13—15 1,5—2,0 0,1—0,7 9—11 0,1—0.5N1 0,5—0,9As
Б16 15—17 1,5—2,0 —— 15—17 —
БС6 5,5—6,5 0,1—0,3 — 5,5—6,5 —
* Ориентировочная стоимость баббита Б88 — 9100, а БС6 — 1720 руб.
р-фаза; эта фаза представляет собой твердый раствор
на основе химического соединения SnSb. Сурьма и
олово различаются по плотности, поэтому сплавы
этих металлов способны к значительной ликвации.
Для предупреждения этого дефекта в баббиты вводят
медь. Она образует с сурьмой химическое соединение
CugSn. Это соединение имеет более высокую темпера-
туру плавления и кристаллизуется первым, образуя
разветвленные дендриты, которые препятствуют лик-
вации кубических кристаллов fJ (SnSb). Кроме того,
кристаллы CugSn образуют в баббите твердые включе-
ния, дополнительно повышающие износостойкость вкла-
дышей.
На рис. ПО, а приведена микроструктура баббита
Б83. Темное поле представляет собой пластичную
массу a-твердого раствора сурьмы и меди в олове,
светлое — кристаллы квадратной формы соединение
SnSb (Р), кристаллы в виде звездочек или удлиненных
игл — соединение Cu3Sn.
Свинцовые баббиты применяют для менее нагру-
женных подшипников. Структура свинцовооловянных
сплавов Б16, БН, БС6 состоит из эвтектики а + (J.
(мягкая составляющая) и твердых частиц fJ (SnSb),
CugSn и CuaSb (рис. ПО, б).
Антифрикционные и механические свойства баббитов
повышаются при введении в их состав никеля, кадмия,
и мышьяка. Никель упрочняет а-раствор. Кадмий
с мышьяком (сплав БН) образует соединения AsCd,
новых сплавов •— баббитов
ец) i
Назначение
Тяжелонагруженные ма-
шины, паровые турбины,
турбонасосы н т. д.
Машины средней нагружеи-
ности
Автомобильные моторы
То же
за 1 т.
которые служат зародышами
для формирования соединения
SnSb ф-фазы).
Некоторое применение на-
шел сплав свинца с сурьмой и
небольшими добавками меди
(БС). Структура сплава состоит
из эвтектики (a-твердый раст-
вор Sb в РЬ) + Р-твердый рас-
твор РЬ в Sb), первичных кри-
сталлов Р и соединения Cu2Sb,
играющих роль твердой состав-
ляющей.
На железнодорожном тран-
спорте применяют кальциевые
баббиты, БК2, БК2Ш, содер-
жащие кальций (0,90—1,15 %), натрий (0,7—0,8 %),
злово (1,5—2,0 %) магний (0,5—0,15 %), остальное
свинец.
Мягкой составляющей баббита БК является а-фаза
(твердый раствор Na и Са в РЬ), а твердой составля-
ющей — кристаллы PbgCa. Натрий и другие элементы,
вводимые в сплав, повышают твердость а-раствора.
Баббиты, имея небольшую прочность, могут при-
меняться только в подшипниках, имеющих прочный
стальной (чугунный) или бронзовый корпус. Тонко-
стенные подшипниковые вкладыши изготовляют штам-
повкой из биметаллической ленты, полученной на ли-
нии непрерывной заливки. Подшипники большого диа-
метра заливают индивидуально стационарным или цент-
робежным способами, а также литьем под давлением.
Повышенные антифрикционные свойства и высокое
сопротивление усталостным разрушениям обеспечи-
вают новые триметаллические подшипники. Наиболее
распространенные отечественные композиции трех-
слойных вкладышей состоят из стальной основы, про-
межуточного пористого медноникелевого или порошко-
вого слоя и свинцового сплава, заполняющего поры
промежуточного слоя и образующего рабочий поверх-
ностный слой толщиной не более 100 мкм.
Цинковые и антифрикционные сплавы. Сплавы
ЦАМ 10-5 и ЦАМ 9,5-1,5, кроме алюминия и меди,
содержат 0,03—0,06 % Mg. В литом виде их применяют
для монометаллических вкладышей, втулок, ползу-
нов и т. д., а сплав ЦАМ 10-5 для отливки биметалли-
ческих изделий со стальным корпусом.
В деформированном виде сплав ЦАМ 9,5-1,5 ис-
пользуют для получения биметаллических полос со
сталью и алюминиевыми сплавами методом проката
и последующей штамповки вкладыша.
Вследствие высоких антифрикционных свойств и
достаточной прочности эти сплавы могут заменять
бронзы для узлов трения, температура которых не
превышает 100 °C.
Глава НОВЫЕ МЕТАЛЛИЧЕСКИЕ
XXV МАТЕРИАЛЫ
Композиционные материалы
с металической матрицей
Композиционные материалы состоят из металлической
матрицы (чаще Al, Mg, Ni, Ti и их сплавы), упрочнен-
ной высокопрочными волокнами (волокнистые мате-
риалы) или тонкодисперсными частицами, не растворя-
ющимися в основном металле (дисперсно-упрочненные
материалы). Композиционные материалы отличаются
от обычных сплавов более высокими значениями вре-
менного сопротивления и предела выносливости (на
50—100 %), модуля упругости, коэффициента жестко-
сти (Е/у) и пониженной склонностью к трещинообразо-
ванию. Применение композиционных материалов по-
вышает жесткость конструкции при одновременном
снижении ее металлоемкости. Эти материалы нашли
применение в конструкциях самолетов и вертолетов.
Прочность композиционных (во-
локнистых) материалов определя-
ется свойствами волокон; матрица
в основном должна перераспре-
делять напряжения между арми-
рующими элементами. Поэтому прочность
и модуль упругости волокон должны быть значительно
больше, чем матрицы. Прочность и модуль упругости
композиций повышаются по мере увеличения объемного
содержания волокон. Жесткие армирующие волокна
воспринимают напряжения, возникающие в компо-
зиции при нагружении, придают ей прочность и жест-
кость в направлении ориентации волокон Диаметр
волокон колеблется от долей микрометров до сотен
микрометров
Для упрочнения алюминия, магния и их сплавов
применяют борные (ов = 25004-3500 МПа, Е = 3804-
4-420 ГПа) и углеродные (ов = 1400 — 3500 МПа,
Е — 160—450 ГПа) волокна, а также волокна из туго-
плавких соединений (карбидов, нитридов, боридов и
оксидов), имеющих высокие прочность и модуль упру-
гости. Так, волокна карбида кремния диаметром 100 мкм
имеют ов — 25004-3500 МПа; Е — 450 ГПа. Нередко
в качестве волокон используют проволоку из высоко-
прочных сталей.
Для армирования титана и его сплавов применяют
молибденовую проволоку, волокна сапфира, карбида
кремния и борида титана.
Повышение жаропрочности никелевых сплавов до-
стигается армированием их вольфрамовой или молибде-
новой проволокой. Металлические волокна используют
и в тех случаях, когда требуется высокая тепло- и
электропроводность. Перспективными упрочнителями
для высокопрочных и высокомодульных волокнистых
композиционных материалов являются нитевидные
кристаллы из оксида и нитрида алюминия, карбида
и нитрида кремния, карбида бора и др., имеющих мо-
дуль нормальной упругости Е — 400—600 ГПа.
В табл. 10 приведены свойства некоторых волокни-
стых композиционных материалов.
Композиционные материалы на металлической ос-
нове обладают высокой прочностью (ств, о_х) и жаро-
Таблица 10. Механические свойства композиционных
материалов на металлической основе
Материал °в O-i Е. ГПа Ely
м Па
Бор—алюминий (БКА-1А) 1300 600 220 500 84,6
Бор—магний (ВКМ-1) 1300 500 220 590 100
Алюминий—углерод (ВКУ-1) SOO 300 220 450 100
Алюминий—сталь (КАС-1А) 1700 350 ПО 370 24,40
Никель—вольфрам (ВКН-1) 700 150 — — —-
прочностью, в то же время они малопластичны. От-
личительной особенностью волокнистых композицион-
ных материалов является анизотропия свойств вдоль
и поперек волокон и малая чувствительность к кон-
центраторам напряжения. Волокна в композиционных
материалах уменьшают скорость распространения тре-
щин, зарождающихся в матрице, и практически пол-
ностью исключают внезапное хрупкое разрушение.
В отличие от волокнистых композитов в дисперсно-
упрочненных композиционных материалах матрица яв-
ляется основным элементом, несущим нагрузку, а
дисперсные частицы тормозят движение в ней дислока-
ций и тем повышают ее сопротивление деформации.
Высокая прочность достигается при размере частиц
10—500 нм при среднем расстоянии между ними 100—
500 нм и равномерном распределении их в матрице.
Прочность и жаропрочность в зависимости от объем-
ного содержания упрочняющих фаз не подчиняются
закону аддитивности. Оптимальное содержание второй
фазы для различных металлов неодинаково, но обычно
не превышает 5—10 % (объемн.).
Использование в качестве упрочняющих фаз ста-
бильных тугоплавких соединений (оксиды тория, гаф-
ния, иттрия, сложные соединения оксидов и редко-
земельных металлов), не растворяющихся в матричном
металле, позволяет сохранить высокую прочность ма-
териала до 0,9—О.ЭбТцл. В связи с этим такие матери-
алы чаще применяют как жаропрочные. Дисперсно-
упрочненные композиционные материалы могут быть
получены на основе большинства применяемых в тех-
нике металлов и сплавов.
Наиболее широко используют сплавы на основе
алюминия САП.
САП состоит из алюминия и дисперсных чешуек
А1аО3. Частицы А12О3 эффективно тормозят движение
дислокаций и тем самым повышают прочность сплава.
Содержание А12О3 в САП колеблется от 6—9 %
(САП-1) и до 13-^-18 % (САП-3). С увеличением со-
держания А12О3 ов повышается от 300 для САП-1 до
400 МПа для САП-3, а относительное удлинение coot1
ветственно снижается от 8 до 3,0 %. Плотность этих
материалов равна плотности алюминия, они не усту-
пают ему по коррозионной стойкости и даже могут
заменять титан и нержавеющие стали при работе в йн-
тервале температур 2b(J—bUU “С. По длительной проч-
ности и ползучести они превосходят деформируемые
алюминиевые сплавы. Большие перспективы у нике-
левых дисперсноупрочненных материалов. Наиболее
высокую жаропрочность имеют сплавы на основе ни-
келя с 2—3 % (объемн.) двуоксида тория (сплав ВДУ-1)
или двуоксида гафния (ВДУ-2). При температуре
1200 °C сплав ВДУ-1 имеет о100 = 75 МПа, а сплав
ВДУ-2 55 МПа. Эти сплавы легко подвергаются ковке,
штамповке и другим видам деформации.
Сплавы с «эффектом памяти формы»
При напряжениях выше предела упругости после сня-
тия нагрузки металл не воспроизводит первоначальные
размеры и форму. Сравнительно недавно открыты
сплавы, обладающие «эффектом памяти
ф о р м ы». Эти сплавы после пластической деформации
восстанавливают свою первоначальную геометрическую
йорму или в результате нагрева (эффект памяти
формы), или непосредственно после снятия нагрузки
(сверхупругость).
Так, если проволоку закрутить в спираль при вы-
сокой температуре и выпрямить при низкой температуре,
то при повторном нагреве проволока вновь самопроиз-
вольно закручивается в спираль.
Механизмом, определяющим свойства «памяти фор-
мы», является кристаллографически обратимое тер-
моупругое мартенситное превращение — эффект Кур-
дюмова.
Термоупругое мартенситное превращение сопро-
вождается изменением объема, которое носит обратный
характер, обеспечивая «память». В сплавах с «эффек-
том памяти формы» при охлаждении происходит рост
термоупругих кристаллов мартенсита, а при нагреве
их уменьшение или исчезновение.
Эффект «памяти формы» наиболее хорошо проявля-
ется, когда мартенситное превращение происходит
при низких температурах и в узком интервале темпе-
ратур, иногда порядка нескольких градусов.
В настоящее время известно большое количество
Двойных и более сложных сплавов с обратимым мартен-
ситным превращением, обладающих в разной степени
свойствами памяти формы: Ni—Al, Ni—Со, Ni—Ti,
Ti—Nb, Fe—Ni, Cu—Al, Cu—Al—Ni и др.
Наиболее широкое применение получили сплавы на
основе никелида титана NiTi, получившие название
н ит и но л. «Эффект памяти формы» в соединении
NiTi может повторяться в течение многих тысяч цик-
лов. Нитинол обладает высокой прочностью (ов =
= 770-4-1100 МПа, о012 = 300-4-500 МПа) и пластич-
ностью (6 = 10-4-15 %), высокой коррозионной и ка-
витационной стойкостью, высокой демпфирующей спо-
собностью (хорошо поглощает шум и вибрацию). Его
применяют как немагнитный высокодемпфирующий ма-
териал во многих ответственных конструкциях. Име-
ются данные, что из нитинола изготавливают антенны
спутников Земли. Антенна скручивается в маленький
бунт, а после запуска в космос восстанавливает свою
первоначальную форму при нагреве до температуры
выше 100 °C.
Нитинол широко используют в автоматических
прерывателях тока, запоминающих устройствах для
изготовления деталей машин и вычислительной тех-
ники, в температурно-чувствительных датчиках.
Металлические стекла
Металлическими стеклами назы-
вают аморфные металлы, получае-
мые путем охлаждения расплава
со скоростью, превышающей 10Б—
108 °С/с. В этом случае зарождение
и рост кристаллической фазы
становятся невозможными.
Получение аморфной структуры в принципе воз-
можно для всех металлов. Наиболее легко аморфное
состояние достигается в сплавах (соединениях) AI,
Pb, Sn, Си и др. Для получения металлических стекол
на базе Ni, Со, Fe, Мп, Сг к ним добавляют неметаллы
или полуметаллические элементы С, Р, Si, В, As, S
и др. (аморфообразующие элементы). Аморфные сплавы
чаще отвечают формуле Л180Х20, где М — один или
несколько переходных элементов, X — один или не-
сколько неметаллов или других аморфообразующих
элементов (Fe80P13C, Ni82P18, Ni^S^ и др.).
Стеклообразное состояние метастабильно. При на-
греве, когда подвижность атомов возрастает, протекает
процесс кристаллизации, что постепенно приводит
металл (сплав) через ряд метастабильных в стабильное
кристаллическое состояние.
Металлические стекла обладают высокой твердо-
стью, большой прочностью и износостойкостью. Так,
для сплава FegoP^C—ов = 3100 МПа, HV 760; для
сплава Fe80B20 — ав = 3700 МПа, HV 1100. Аморфные
сплавы Fe, Со, Ni с добавками аморфообразующих эле-
ментов В, С, Si, Р (15—25 %) могут быть весьма эф-
фективно использованы как магнитно-мягкие
материалы.
Магнитные свойства аморфного сплава Fe80P13C7
превышают свойства даже лучших магнитно-мягких
материалов на основе никеля (Нс = 6,37, А/м, р =
= 163000). Из-за очень высокого удельного электро-
сопротивления аморфные сплавы характеризуются очень
низкими потерями на вихревые токи — это их главное
достоинство.
Область применения металлических стекол пока
еще ограничена тем, что быстрым охлаждением (за-
калкой) из жидкого состояния их удается получить
только в виде тонких лент (до 60 мкм) или проволоки
диаметром 0,5—20 мкм. Однако имеются широкие пер-
спективы развития этой группы материалов.
Глава ПОРОШКОВЫЕ МАТЕРИАЛЫ
XXVI
Порошковыми называются мате-
риалы, изготовляемые путем прес-
сования металлических порошков
в изделия необходимой формы и
размеров и последующего спека-
ния сформованных изделий в
вакууме или защитной атмос-
фере при температуре 0 75—0,8Тпл.
Различают пористые и компактные
порошковые материалы.
Пористыми называют материалы, в которых
после окончательной обработки сохраняется 10—30 %
остаточной пористости. Эти сплавы используют глав-
ным образом для изготовления антифрикционных де-
талей (подшипников, втулок) и фильтров.
Антифрикционные порошковые сплавы имеют низ-
кий коэффициент трения, легко прирабатываются,
выдерживают значительные нагрузки и обладают хо-
рошей износостойкостью.
Порошковые подшипники могут работать без при-
нудительной смазки за счет «выпотевания» масла, на-
ходящегося в порах (так называемые самосмазываю-
щиеся подшипники).
Подшипники изготовляют из сплавов железа и
1—7 % графита (ЖГр-1, ЖГр-3, ЖГр-7) и бронзогра-
фита, содержащего 8—10 % Sn и 2—4 % графита
(БрОГрЮ-2, БрГр8-4 и др.).
Структура металлической основы железографито-
вых материалов должна быть перлитной с массовой до-
лей связанного углерода 1,0 % и графита 1,5 %. Такая
структура допускает наиболее высокие скорости и
нагрузки при наименьшем износе подшипников. До-
бавка к железографитовым материалам серы (0,8—
1,0 %) или сульфидов (3,5—4,0 %), образующих суль-
фидные пленки на трущихся поверхностях, улучшает
прирабатываемость, уменьшает износ и прихватывае-
мость сопряженных деталей.
Коэффициент трения по стали при смазке железо-
графита 0,07—0,09. Подшипники из железографита
используют при допустимой нагрузке не более 100—•
1500 МПа и максимальной температуре 100—200 °C.
Коэффициент трения бронзографита по стали в сухую
0,04—0,07, а со смазкой 0,05—0,007. Допустимая
нагрузка 400—500 МПа, рабочая температура не выше
200—250 °C.
Механические свойства железографита: <тв = 180-=-
-г-300 МПа, НВ 60—120, а бронзографита: ов = 30-=-
-?50 МПа, НВ 25—50.
Спеченные материалы на основе железа и меди ис-
пользуют и для фрикционных изделий (дисков, сег-
ментов) в тормозных узлах. Фрикционные изделия дол-
жны иметь высокий коэффициент трения, достаточную
механическую прочность и хорошее сопротивление из-
носу. Для повышения коэффициента трения в состав
фрикционных материалов вводят карбиды кремния,
бора, тугоплавкие оксиды и т. д. Компонентами твер-
дой смазки служат графит, свинец, сульфиды
и др.
Коэффициент трения по чугуну (сухое трение) для
материала на железной основе составляет 0,18—0,40,
а на медной 0,17—0,25.
Фрикционные сплавы на медной основе применяют
для условий жидкостного трения в паре с закаленными
стальными деталями (сегменты, диски сцепления и т. д.)
при давлениях до 400 МПа и скорости скольжения до
40 м/с, максимальной температурой 300—350 °C. Ти-
пичным фрикционным материалом на основе меди
является сплав МК5, содержащий 4 % Fe, 7 % гра-
фита, 8 % РЬ, 9 % Sn, 0—2 % Ni.
Для работы в условиях сухого трения (деталей тор-
мозов самолетов, тормозных накладок тракторов, ав-
томобилей, дорожных машин, экскаваторов и др.)
применяют материалы на железной основе. Наиболь-
шее применение получил материал ФМК-11 (15 % Си,
9 % графита, 3 % асбеста, 3 % SiO2 и 6 % барита).
Фрикционные материалы изготовляют в виде тонкйх
секторов (сегментов, полос) и крепят на стальной основе
.для упрочнения).
Широко применяют порошковые материалы для
фильтрующих изделий. Фильтры в виде втулок, труб,
пластин из порошков Ni, Fe, Ti, Al, коррозиониостой-
кой стали, бронзы и др. с пористостью 45—50 % (раз-
мер пор 2—20 мкм) используют для очистки жидкостей
и газов от твердых примесей.
Предпочтение следует отдавать фильтрам, сделан-
ным из порошков со сферической формой частиц. В этом
случае фильтры обладают более высокой проницае-
мостью и стабильностью. Современные фильтры поз-
воляют отделять частицы размером до 2—5 мкм.
В электротехнике и радиотехнике применяют ме-
таллокерамические магниты на основе Fe—Ni—Al-
сплава (типа алнико) и др. Свойства порошковых маг-
нитов нередко выше свойств литых магнитов.
Большое применение в машинах для контактной
сварки, приборах связи и т. д. получили контакты из
порошковых материалов. Для этой цели применяют
псевдосплавы тугоплавких металлов (W и Мо) с ме-
дью (МВ20, МВ40, МВ60, МВ80), серебром (СМЗО,
СМ60, СМ80, СВЗО, СВ50, СВ85 и др.) или с оксидом
Кадмия (ОК8, ОК12, ОК15) и др. Контакты отличаются
высокой прочностью, электропроводностью и электро-
эрозионной стойкостью. Токосъемники (щетки) изготов-
ляют из порошков меди (или серебра) с графитом (углем).
В последние годы нашли применение порошковые
быстрорежущие стали (10Р6М5-МП, Р6М5К5-МП,
Р12ФЗ-МП и др.), которым несвойственна карбидная
неоднородность, они хорошо шлифуются даже при
большом содержании ванадия (3,0—4,0 %) и обладают
высокими режущими свойствами. Широко применяют
порошковые инструментальные твердые сплавы, со-
стоящие из карбидов тугоплавких металлов (WC, TiC,
ТаС), связанных кобальтом.
Порошки в металлургии применяют для получения
специальных сплавов: жаропрочных на никелевой ос-
нове, дисперсноупрочненных материалов на основе Ni,
Al, Ti и Сг. Методом порошковой металлургии по-
лучают различные материалы на основе карбидов
W, Мо и Zr.
Спеченные алюминиевые сплавы (САС) применяют
тогда, когда путем литья и обработки давлением трудно
получить соответствующий сплав. Изготовляют САС
с особыми физическими свойствами. Они содержат
большое количество легирующих элементов САС1 (25—
30 % Si, 5—7 % Ni, остальное Al). Из САС1 делают
детали приборов, работающих в паре со сталью при
температуре 20—200 °C, которые требуют сочетания
низкого коэффициента линейного расширения и малой
теплопроводности.
В оптико-механических и других приборах нашли
применение высокопрочные порошковые сплавы си-
стемы А1—Zn—Mg—Со (ПВ90, ПВ90Т и др.). Эти
сплавы обладают высокими механическими свойствами,
хорошей обрабатываемостью резанием и релаксацион-
ной стойкостью. Изделия из этих сплавов подвергают
термической обработке по режимам Т1 и Т2 (искус-
ственное старение, отжиг).
Применяют гранулированные специальные сплавы
с высоким содержанием Fe, Ni, Со, Мп, Сг, Zr, Ti, V
и других элементов, малорастворимых в твердом алю-
минии. Гранулы — литые частицы диаметром от де-
сятых долей миллиметра до нескольких миллиметров.
При литье центробежным способом капли жидкого ме-
талла охлаждаются в воде со скоростью 104—166 °С/с,
что позволяет получить сильно пересыщенные твердые
растворы переходных элементов в алюминии. При
последующих технологических нагревах (400—450 °C)
происходит распад твердого раствора с образованием
дисперсных фаз, упрочняющих сплав.
Все более широкое применение получают ком-
пактные материалы из порошков углеро-
дистой и легированной стали, бронз, латуней, спла-
вов алюминия и титана для изготовления всевозмож-
ных шестерен, кулачков, кранов, корпусов подшипни-
ков, деталей автоматических передач и других деталей
машин.
Свойства изделий, полученных из порошков, во
многих случаях не уступают свойствам изделий, полу-
ченных обычными металлургическими методами.
Однако следует учитывать, что с увеличением по-
ристости ухудшаются механические свойства. Напри-
мер, прочность стали (ов, о0>г) при пористости выше
3—5 %, а пластичность (6, ip) и вязкость выше 1—
2 % заметно снижаются.
Порошковая металлургия позволяет увеличить коэф-
фициент использования металлов до 0,7—0,9, повы-
сить производительность труда и снизить себестои-
мость детали по сравнению с обычной технологией,
несмотря на более высокую стоимость металлических
порошков.
Экономическая эффективность достигается благо-
даря резкому сокращению или полному исключению
механической обработки. Порошковые материалы наи-
более эффективны в массовом производстве.
ВОПРОСЫ ДЛЯ САМОПРОВЕРКИ
Глава I
1. Какое отличие макро- и микроструктуры металла?
2. Какие кристаллические решетки характерны для металлов?
3. Что называется периодом и координационным числом кристалли-
ческой решетки?
4, Сколько атомов приходится на элементарную ячейку гранецен-
трироваиной и объемноцентрированиой кубической решетки?
5. Напишите кристаллографическое обозначение плоскостей куба
и индексы их направления.
6. Какие Вы знаете дефекты кристаллической решетки?
7. Что такое дислокации и как они влияют на свойства металла?
8. Какие Вы зпаете поверхностные несовершенства в поликри-
' сталле?
Глава II
1. Что такое критический зародыш и от чего зависят его размеры?
2. Как влияет степень переохлаждения на число зародышей и ско-
рость их роста?
3. Что такое модифицирование расплавленного металла?
4. Как растет дендритный кристалл?
5. Какие структурные зоны можно выделить в металлическом
слитке?
6. Что такое полиморфное превращение, и как оно протекает?
Глава III
1. Что такое концентраторы напряжений?
2. Чем отличается упругая деформация от пластической?
3. Как осуществляется процесс пластической деформации?
4. Как изменяется структура металла в процессе пластической
деформации?
5. Что такое наклеп?
6. Как образуется в металле трещина в процессе пластической
деформации?
7. Какая разница между вязким и хрупким разрушением?
8. Чем отличается траискристаллитный излом от интеркристаллит-
пого излома?
Глава IV
I. Почему испытания на растяжение по сравнению с другими ви-
дами испытаний применяют наиболее широко?
2. Какое практическое применение может найти коэффициент вяз-
кости разрушения /Cjc в конструкторских разработках?
3. Какие Вы знаете методы определения твердости и когда их при-
меняют?
4. Какие образцы применяют для испытания на удар? Что такое
ударная вязкость КС?
5. Какими методами определяют порог хладноломкости и как зна-
ние температурного запаса вязкости можно использовать иа
практике?
6. Что такое предел выносливости и как его определяют?
7. Как меняется предел выносливости при переходе от гладких
. образцов к образцам с надрезом?
Глава V
1. Какие изменения происходят в металле при полигонизации?
2. Что понимают под первичной и собирательной рекристаллиза-
цией? Что такое текстура рекристаллизации?
3. Как влияют температура, длительность нагрева и степень де-
формации на величину зерна после рекристаллизации?
4. Что такое критическая деформация?
5. Чем отличается холодная деформация от горячей деформации?
Глава VI
1. Чем отличается твердый раствор замещения от твердого раствора
внедрения?
2. Какие условия необходимы для неограниченной растворимости
металлов?
3. Что такое фазы внедрения, чем они отличаются от твердого
раствора внедрения?
4. При каких условиях образуются электронные соединения?
Глава VII
I. Определите число фаз, их состав и количество при разных тем-
пературах и составах сплавов между линиями ликвидус и соли-
дус в двухкомпонентной системе с полной взаимной раствори-
мостью в жидком и твердом состояниях. Что такое конода?
?. Что такое эвтектика? Опишите процесс кристаллизации эвтек-
тики.
3. Чем отличается процесс эвтектической кристаллизации от пери-
тектического превращения?
4. Как получить пересыщенный твердый раствор в системе сплавов
с ограниченной растворимостью? Как называется такой техноло-
гический процесс?
5. Чем отличается механизм и кинетика полиморфного превращения
. в сплавах от чистых металлов?
6. Чем отличается дендритная ликвация от ликвации по удельному
весу? Как устранить эти виды ликвации?
7. Нарисуйте схему структуры твердого раствора и гетерогенную
(матричную) структуру сплавов.
8. Как определяется состав тройного сплава?
Глава VIII
1. Какие фазы образуются в системе железо—цементит и железо—
графит?
2. Постройте кривые охлаждения для стали, содержащей 1,2 % С
и чугуна с 4,3 % С.
3. Определите фазовый и структурный состав доэвтектоидиой и за-
эвтектоидной стали.
4. Как влияют углерод, марганец и кремний па механические свой-
ства стали?
5. Почему сера и фосфор являются вредными примесями в стали?
6. Как влияют легирующие элементы на критические точки А3
и Л4 железа?
7. Какие элементы образуют в стали карбиды?
8. Что такое легированный цементит? Какие карбиды образуют .ле-
гирующие элементы?
9. На какие структурные классы делятся легированные стали?.
Глава IX
1. Какие виды чугунов Вы знаете?
2. Как различаются серые чугуны по структуре матрицы? Как
влияет графит на свойства чугуна?
3. Как получить высокопрочный чугун с шаровидным графитом?
Как маркируется высокопрочный чугун?
4. Как маркируются серые чугуны?
5. Опишите процесс получения ковкого чугуна.
Глава X
1. Как происходит превращение феррито-цементитной структуры
в аустенит?
2. Чем отличается наследственно мелкозернистая сталь от крупно-
зернистой? Что такое действительное зерно аустенита?
'3. Как влияет величина зерна аустенита на механические свойства
стали?
4. Как влияет степень переохлаждения на устойчивость аустенита
и получаемую структуру?
5. Чем отличается перлитное превращение от мартенситного?
6. Как влияют углерод и легирующие элементы иа точки Мн
и 7ИК? В какой стали больше остаточного аустенита: с 1,2 % С
или 1,2 % С и Б % Сг?
7. У какой стали — углеродистой или легированной критическая
скорость закалки выше? Почему?
8. Чем отличается диаграмма изотермического распада аустенита
от термокинетической диаграммы распада переохлажденного
аустенита?
9. Почему мартенсит обладает высокой твердостью?
10. Чем отличается верхний бейннт от нижнего?
11. Чем различаются перлит, сорбит и троостит?
12. Как влияют легирующие элементы на диаграмму изотермиче-
ского распада аустенита?
13. Что такое критическая скорость закалки и от чего она зависит?
14. Какие превращения протекают в мартенсите при отпуске?
15. Как влияет температура отпуска на механические свойства за-
каленной стали? Какие виды отпускной хрупкости Вы знаете?
Глава XI
1. В чем различие отжига I рода от отжига II рода?
2. Когда применяют гомогенизацию?
3. Что такое полный отжиг и когда его применяют? В каких слу-
чаях применяют изотермический отжиг?
4. Как осуществляют процесс сфероидизации? Для каких сталей
применяют этот вид отжига?
5. Что такое флокены? Какую обработку применяют для предот-
вращения образования флокенов?
6. Установить температуру нагрева под закалку стали, содержа-
щей 0,45 % С и 1,2 % С.
7. Какие охлаждающие среды применяют для закалки углероди-
стой и легированной стали?
8. Что такое закаливаемость и прокаливаемость стали? Факторы,
влияющие на них?
9. Какие виды отпуска Вы знаете? Когда их применяют?
10. Какие виды обработок применяют для упрочнении сортового
проката?
11. Какие преимущества перед обычной закалкой имеет термомеха-
ннческая обработка и почему?
12. Для каких деталей рекомендуется поверхностная закалка при
индукционном и лазерном нагреве?
13. Почему после поверхностной закалки повышается предел вы-
носливости?
14. Почему температура под закалку при индукционном нагреве
выше, чем при нагреве в печи? В каком случае будет более
мелкое зерно аустенита? Как проводится и какие преимущества
закалки при глубинном индукционном нагреве?
Глава XII
1. Как проводят цементацию в твердом карбюризаторе? Что при-
нимается за эффективную толщину слоя?
2. Как проводят и какие преимущества газовой цементации?
3. Какой термической обработке подвергают детали после цемен-
тации?
4. Какую структуру имеет цементованный слой после цементации
и последующей термической обработки?
&. Зачем проводят цементацию?
3. Чем различаются цементация и нитроцементация?
7. Что такое процесс азотирования и зачем его проводят?
8. Зачем проводят борирование, алитирования и хромирование?
Глава XIII
I. Запишите марки стали, имеющие следующие составы: 1) 0,42 —
0,50% С; 0,5 —0,8% Мп; 0,8—1,0 % Сг; 1,3—1,8 % Ni;
0,2—0,3% Мо; 0,1—0,18% V. 2) 0,14—0,20 % С; 1,3—1,7%
Сг; 0,08—0,14% Ti и 0,015—0,025% N.
2. Можно ли кипящую сталь использовать для изготовления кон-
струкций и деталей машин, работающих при температурах
—404—50 °C?
3. Какие углеродистые стали обычного качества можно применять
для конструкций и деталей машии, подвергаемых сварке или
упрочняемых термической обработкой?
4. Какие стали относятся к низколегированным? Где их применяют?
Какие существуют методы их упрочнения?
5. Каким требованиям должна отвечать сталь для холодной штам-
повки?
6. Чем объяснить хорошую обрабатываемость резанием стали,
легированной S, РЬ, Са?
7. Какие требования предъивляют к цементуемым сталям?
8. Назовите марки стали для цементации. Какая роль в цементуе-
мых сталях принадлежит титану, ванадию, ниобию, азоту?
9. Каким требованиям должны отвечать улучшаемые стали?
10. Какой термической обработке подвергают стали 40Х, 40ХН и
ЗОХГС для обеспечения высокой конструктивной прочности?
11. Сталь 40ХН подвергнута отпуску при 500 и 600 °C; в каком
случае будут более высокая прочность (ов, о012) и пластичность
(6. Ф)?
12, Какие требования предъявляют к стали для изготовления под-
шипников? Назовите марки этих сталей и метод их упрочнения.
13. Назовите основные преимущества и недостатки мартенситно-
стареющих сталей? Где применяют эти стали?
14. Какие из легирующих элементов наиболее эффективно упроч-
няют мартенсит при старении?
15. Какие требования предъявляют к пружинным сталям? Назовите
марки пружинных сталей.
16. Какая сталь рекомендуется для отливок, работающих в усло-
виях ударно-абразивного износа (зубья ковшей и экскаваторов,
траки гусеничных машин, железнодорожных стрелок и кре-
стовин и др.)?
Глава XIV
1. Какие легирующие элементы повышают коррозионную стойкость
стали и почему?
2. Какую структуру и свойства имеют стали 12X13, 20X13, 30X13,
40X13? Где их применяют?
3. Какие стали используют для изготовления деталей, работающих
в окислительных и других агрессивных средах?
4. Какой термической обработке подвергают аустенитные корро-
зионно-стойкие стали?
5. Как избежать интеркристаллитной коррозии в коррозионно-
стойких сталях?
Глава XV
1. Каким требованиям должны отвечать стали для работы при
высоких температурах (жаропрочные)?
2. Какие стали применяют для работы при 550—560 и 600—800 сС?
3. Когда н для чего используют жаропрочные сплавы на никеле-
вой основе?
4. В каких случаях применяют тугоплавкие металлы и их сплавы?
Глава XVI
1. Как маркируют инструментальные углеродистые, легированные
и быстрорежущие стали?
2. Какую термическую обработку проходят углеродистые и легиро-
ванные стали для режущего инструмента? Назовите марки стали
для режущего инструмента?
3. К какому структурному классу относятся быстрорежущие стали?
Какую термическую обработку проходят быстрорежущие стали?
4. Какие требования предъявляют к сталям для штампов холодного
и горячего деформирования?
5. Назовите марки сталей для штампов холодного и горячего дефор-
мирования и опишите их термическую обработку.
6. Назовите марки сталей для валков холодной и горячей прокатки
и опишите их термическую обработку.
Глава XVII к
1. Какие требования предъявляют к магнитно-мягким материалам?
Назовите марки электротехнических сталей и опишите их терми-
ческую обработку.
2. Какие стали и сплавы применяют для постоянных магнитов?
3. Какие Вы знаете окалиностойкие стали?
Главы XVIII и XIX
1. Какую термическую обработку проходят слитки из легирован-
ной стали? Зачем проводится эта обработка?
2. Какую термическую обработку проходит сортовой прокат на
металлургических заводах? Зачем проводится эта обработка?
3. Опишите термическую обработку листовой стали и труб. Какую
термическую обработку проходят рельсы’
4. Какую термическую обработку проводят на машиностроительных
заводах? Укажите номенклатуру деталей металлургического
оборудования, проходящих улучшенную поверхностную за-
калку и химико-термическую обработку?
Глава XX
1. Как влияют легирующие элементы на полиморфизм титана?
2. Назовите основные а- иа+ 0-сплавы титана, где их применяют?
3. Какую термическую обработку проходят а- и а + р-титановые
сплавы?
Главы XXI и XXII
Какие Вы зияете деформируемые термически упрочняемые сплавы
алюминия? Опишите термическую обработку этих сплавов. Где
их применяют?
2. Какой сплав называют силумином? Какой упрочняющей обра-
ботке его подвергают?
3, Назовите основные достоинства и недостатки магниевых сплавов.
Дайте примеры деформированных и литейных сплавов и опишите
их термическую обработку.
Глава XXIII
1. Как влияют примеси на электропроводность меди?
2. Как маркируют медные сплавы?
3. Как влияет цинк на механические свойства латуней? Какая
латунь обладает наибольшей пластичностью?
4. Назовите достоинства и недостатки оловянистых бронз. Какие
марки оловянистых бронз Вы знаете?
5. Назовите марки специальных бронз и расскажите, где их при-
меняют.
Глава XXIV
1. Каким требованиям должны отвечать антифрикционные сплавы?
Какую они должны иметь структуру?
2. Где применяют оловянные и свинцовые баббиты?
3. Какие достоинства и недостатки у цинковых антифрикционных
сплавов?
4. Расскажите о достоинствах и недостатках трех слой ных подшип-
ников.
Глава XXV
I, Чем отличаются волокнистые композиционные материалы от.
дисперсионно-упрочненных?
2. Перечислите достоинства и недостатки композиционных материа-
лов. Где применяют композиционные материалы?
3. Как получить аморфный металл (металлические стекла)? Дайте
характеристику механических и физических свойств аморфного
металла.
4. Какие Вы знаете сплавы с памятью формы? Где их применяют?
Глава XXVI
1. Какими достоинствами и недостатками обладают порошковые
материалы?
2. Какие Вы знаете антифрикционные и фрикционные порошковые
сплавы?
3. Можно ли использовать порошковые сплавы для изготовления
деталей машин и инструмента?
Рекомендательный библиографический
список
Баиишн Ю. А., Ушаков Б. К., Секей А. Г. Технология терми-
ческой обработки. М.: Металлургия, 1986, 424 с.
Геллер Ю. А., Рахштадт А. Г. Материаловедение, М.: Метал-
лургия, 1983. 384 с.
Колачев Б. А., Ливанов В. А., Елагин В. И. Металловедение
и термическая обработка цветных металлов и сплавов. М.: Метал-
лургия, 1981, 414 с.
Лахтин Ю. М. Металловедение и термическая обработка
металлов. М.: Металлургия. 1983, 1984, 359 с.
Лахтин Ю. М., Леонтьев В. И. Материаловедение, М.: Маши-
ностроение. 1980. 492 с.
Материаловедение. Под общей редакцией Б. Н. Арзамасова.
М.: Машиностроение, 1986, 382 с.
Металловедение и термическая обработка стали. Справочник,
т. I, т. II и т. Ill, М.: Металлургия, 1983. 000 с.
Новиков И. И. Теория термической обработки металлов. М.:
Металлургия. 1986. 480 с.
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
Азотирование 199, 263—265
— микроструктура слоя 200,
201
Алитирование 203
Алюминий:
определение 230, 271
сплавы высокопрочные 276,
277
— для ковки и штамповки 2Т1
— литейные 278—281
— не упрочняемые термиче-
ской обработкой 277
термическая обработка спла-
вов 272—274
Анализ дилатометрический 12
— диффузионный термический
13, 14
— магнитный 12
— металлографический 8
Анизотропия 18
Атом межузельный 19
Аустенит:
изотермическое превращение
131
определение 92
остаточный 138
— превращения при отпуске
149
— рост зерна при нагреве 124
Баббиты оловянные и свинцовые
295—297
— цинковые 297, 298
Балл зернистости 128, 129
Бейнит 140, 141
Блок зерна 22
Борирование 204, 264
Бронза:
алюминиевая 291
бериллиевая 292
кремнистая 291
механические свойства 292,
293
оловянистая 289
свинцовистая 294
Вакансия 19
Вариантность системы 69
Величина зерна 31
Водородная болезнь 287
Возврат, определение 57
Временное сопротивление 47
Вязкость разрушения 48
Гомогенизация 154
Гомологическая температура 57
Графит 93
Двойникование 40
Дефекты:
линейные 19
точечные 18
Деформация:
горячая 61
критическая 61
определение 36, 185
пластическая 38, 40
скольжением 38, 39
упругая 38
холодная 61
Диаграмма растяжения 46
— состояния 69
----железо—графит 100
----железо—углерод 90—93
----железо—цементит 93, 94
----сплавов, компоненты ко-
торых имеют полиморфные пре-
вращения 82—84
-------, образующих ограни-
ченные твердые растворы и пе-
ритектику 80, 81
— ----------------- эвтек-
тику 74, 75
—------, — неограниченные тве-
рдые растворы 71
-------, — химические соеди-
нения 82
— — строение и свойства спла-
вов 88—90
— термокинетическая 146
----тройных сплавов 85—88
Дислокация 19
— винтовая 20, 21
— краевая 20, 21, 39
— плотность 23
Дуралюмин 274
— механические свойства 275
Жаростойкость 230
Железо 99, 105
Закаливаемость 173
Закалка:
выбор охлаждающей среды
172, 173
дефекты 184, 185
изотермическая 178
критическая скорость 145
определение 169—171
поверхностная 186, 261
— при нагреве лазером 190,
191
с индукционного нагрева 186,
190..
способы 177
ступенчатая 177
Зародыши:
гетерогенное и спокойное об-
разование 31
кристаллические 25
критический размер 27
Зерно:
влияние величины на свой-
ства стали 126
выявление 126
граница 23
действительное 126
до и после деформации 41
определение величины 126—•
128
размер после рекристаллиза-
ции 59
строение 22
Зона долома 51
— отпуска 191
— плавления 191
— термического влияния 191
— усталости 54
Излом, определение 11
— структура 44
— усталостный 55
Интерметаллиды 66, 67, 109
Ион 12
Интерметаллиды 66, 67, 109
Ион 12
Карбиды 108
Коагуляция 149
Концентрационный треуголь-
ник 85
Координационное число 16
Коробление 185
Коррозионное растрескивание -
255
Коррозия:
виды 222—226
интеркристаллитная 225
питтинговая 224, 225
под напряжением 225
пятнистая 224
точечная 224
химическая 224 1
Красноломкость 103
Кривые:
мартенситная 136
Магний:
деформируемые сплавы 284
литейные сплавы 282 л
механические свойства 283
Макроструктура 9
Макрошлиф 9
Мартенсит:
массивный 137
определение 132
отпуска 148
первое превращение прн от-
пуске 147, 148
реечный 137
свойства 138
Мартенситные точки 136
Материалы композиционные 289
----, механические свойства
299
— порошковые 303
---- компактные 307
---- пористые 303—307
Медь 285
— сплавы 286—294
Металл:
атомно- кр исталл ическое
строение 12
испытание на вязкость разру-
шения 48, 49
кристаллизация 24, 26, 33, 34
механические свойства при ди-
намических испытаниях 52—
54
-------статических испыта-
ниях 45, 52
-------циклических нагруз-
ках 54—56
модель строения 27
определение твердости по
Бринеллю 49, 50
-------Виккерсу 51
-------Роквеллу 50, 51
силы связи 13
Металлические стекла 302, 303
Микроанализ 12
Микроскоп:
виды 11
полезное увеличение 10
разрешающая способность 9,
10
Микротвердость 52
Микротрещииа 43
Микрошлиф 9
Модифицирование 31
Наклеп 42
Напряжения:
виды 36
концентраторы 37
Нитроцементация 199, 263
Нормализация 166
Отдых 57
Отжиг:
второго рода 185
для снятия остаточных на-
пряжений 157, 158, 264, 265
изотермический 162, 163
неполный 163
первого рода, диффузионный
154
полный 159
рекристаллизационный 59,
156, 264, 265, 267
Относительное сужение, удли-
нение 47
Отпуск:
высокий 156
низкий 180
средний 180
стали 147, 179, 266
— влииние на механические
свойства 150
Патентирование 163
Перегрев 126
Период инкубационный 131
Перлит 97
Пермаллой 246
Плоскость двойниковании 40
Поле дислокаций 40
Ползучесть 229
Полигонизация 57
Правило фаз 69
Превращения полиморфные 84,
89
Предел выносливости 54, 55
— длительной прочности 230
— ползучести 229
— пропорциональности 46
— текучести 47
— упругости 46
Прокаливаемость 173—177
Прочность конструктивная 205
Равновесие нонвариантное 70
Разрушение:
вязкое, хрупкое 42
интеркристаллитное 43
транскристаллитное 43
Растрескивание коррозионное
225
Рекристаллизация:
вторичная 59
динамическая 62
собирательная 59
Решетка кристаллическая:
дефекты 18
индексы направлений 17, 18
плоскости кристаллографиче-
ские 16, 17
плотность 15
схема 14
Сверхструктура 66
Связь металлическая 13
Силицирование 204
Скорость охлаждения 25
Слиток, строение 32
Соединения электронные 68
Сопротивление разрушению, ис-
тинное 48
Сорбит 141
— отпуска 150
Сплавы:
антифрикционные 294—298
заэвтектоидные 77
с заданным температурным
коэффициентом линейного рас-
ширения 246
— особыми упругими свой-
свами 247
— «эффектом памяти формы»
301
тугоплавкие 233, 234
эвтектические 76
Стали:
автоматные 212, 213
аустенитного класса 241, 232
влияние постоянных примесей
на свойства 102—104
высокотемпературная термоме-
ханическая обработка 181,182
диффузионное насыщение ме-
таллами 202
---неметаллами 203
жаропрочные на никелевой
основе (нимоники) 232
—, определение 229
изотермическая диаграмма
превращения перлита в аусте-
нит 123
изотермическое превращение
аустенита 130, 141—143
инструментальные 235
— быстрорежущие 237—239
— для режущих инструмен-
тов 235
— легированные 236, 237
— углеродистые 235, 236
качественные углеродистые
209
конструкционные легирован-
ные 210
----, влияние легирующих
элементов 211
-----, маркировка 212
— углеродистые 205
----, методы выплавки 206
— улучшаемые 218—220
— цементуемые 216—218
коррозионностойкие хроми-
стые 226
— аустенитно-мартенситные
223
— аустенитно-ферритные 228
— хромоникелевые 227
литая (схема строения и ма-
кроструктура слитка) 33
магнитные 243
— магнитно-мягкие 244, 245
— магнитно-твердые 243
мартенситно-ферритного клас-
са 231
мартенситное превращение 134
наследственно крупно- и мел-
козернистые 125, 130
низкоуглеродистые 209
окалиностойкие с высоким
омическим сопротивлением 246
перлитного класса 230
полуспокойные 207
среднеуглеродистые 210
строительные 214, 215
углеродистые, обыкновенного
качества 207
штамповые 239
— для валков горячей и хо-
лодной прокатки 241
-----горячего деформирова-
ния 240, 241
-----холодного деформиро-
вания 239
Степень переохлаждения 25
— свободы 69
Структура (субструктура) 8, 12
— блочная 22
— гетерогенная 68
Твердость 49—51
Твердый раствор 63, 64, 66
Текстура деформации 41
— рекристаллизации 61
Температура мартенситного пре-
вращения 135, 136
Температурный запас вязкости
53
Термическая обработка:
агломерационного оборудования
260
арматурной стали 253
деталей на машиностроитель-
ных заводах 258—267
листовой стали 253—256
оборудования доменных, про-
катных и сталеплавильных це-
. хов 260
превращение аустенита при
непрерывном охлаждении 144,
145
—- мартенсита и остаточного
аустенита при нагреве 147
— переохлажденного аусте-
нита 130
—- перлита в аустенит 122
— прн нагреве 121—124
— промежуточное 139
рельс 257
слитков 248
сортового проката из инстру-
ментальных сталей 248—250
-------конструкционных
еталей 250—252
талей для холодной высадки
выдавливания 252, 253
старение 79, 153
ступенчатая высокотемпера-
турная (СВТО) 156
сфероидизация 163, 164
труб 256, 257
холодом 179
Титан 267
— сплавы 268—270
Точка Кюри 91
Трещины 184
Троостит 141
— отпуска 149
Углерод 92
Фаза 62
— внедрения 67
Феррит 92
Флокены 105, 167
Френкеля дефект 19
Химико-термическая обработка
192, 261
Хладноломкость 53
Хромирование 203
Цементация 193, 262
— газовая 196
— твердым карбюризатором 195,
196
Цементит 93
Центр зародышевый 28
• — кристаллизации 25
Цианирование 202
Цинкование 204
Число центров кристаллизации
30
Чугун:
белый 113
высокопрочный с шаровидным
графитом 118
ковкий 119, 120
маркировка 116, 117
микроструктура 114
отбеленный 117
серый 111, 112
Шоттки дефект 19
Эвтектика 76
— графитная 101
Эвтектоид 101
Элементы легирующие 108, 109