Лахтин Ю.М., Леонтьева В.П. Материаловедение

Подождите немного. Документ загружается.

связи с этим содержания

углерода

в аустените в соответствии с линией

SE.

Так,

например, при температуре f

его состав определится точкой е,

а при температуре г

точкой з (см. рис. 80, сплав 3).

По

достижении температуры

727°С

(линия PSK) аустенит, обедненный

углеродом до эвтектоидного состава (0,8% С), превращается в перлит. Та-

ким

образом, доэвтектические

чугуны

после окончательного охлаждения

имеют

структуру:

перлит, ледебурит (перлит + цементит) и вторичный це-

ментит (рис. 82, а). Чем больше в

чугуне

углерода,

тем меньше перлита

больше ледебурита. Эвтектический

чугун

содержит 4,3% С (рис. 82,6).

При

температурах ниже

727°С

он состоит только из ледебурита

(цементит + перлит).

Заэвтектический

чугун

(см. рис. 80) содержит

углерода

больше чем 4,3%

после затвердевания состоит из цементита и ледебурита (аустенит +

C).

При

понижении температуры эвтектический аустенит обедняется

угле-

родом вследствие выделения избыточного цементита и при температуре

727°С

распадается с образованием перлита. После охлаждения заэвтекти-

ческие

чугуны

(рис. 82, в) состоят из первичного цементита, имеющего фор-

му пластинок, и ледебурита (цементит + перлит). С повышением содержания

углерода

количество цементита возрастает. Фазовый состав

чугунов

после

охлаждения — феррит и цементит.

Таким

образом, сплавы железа с углеродом после окончания кристал-

лизации

имеют указанную выше различную

структуру.

Однако фазовый

состав всех сплавов одинаков: при температурах ниже

727°С

они состоят

из

феррита и цементита.

3. ДИАГРАММА СОСТОЯНИЯ ЖЕЛЕЗО - ГРАФИТ

(СТАБИЛЬНОЕ

РАВНОВЕСИЕ)

Образование стабильной фазы графита в

чугуне

может происходить в ре-

зультате

непосредственного выделения его из жидкого (твердого) раствора

или

вследствие распада предварительно образовавшегося цементита.

С,%

О 0,7

1 2,11 2,Т* з 4/4,

0,8

4,26

Рис. Si.

Дна|рамма

сосшинмн

Ке — С (железо —

графит)

131

Процесс

образования в

чугуне

(стали) графита называют

графитиза-

цией.

Диаграмма состояния стабильного равновесия сплавов Fe — С показана

на

рис. 83 (штриховые линии

соответствуют

выделению графита,

а сплошные — цементита).

В стабильной системе при

температурах,

соответствующих линии CD',

кристаллизуется первичны» графит. При температуре 1153 С (линия

E'C'F')

образуется графишая эвтектика: аустенит + графит.

По

линии E'S' выделяется вторичный графит, а при 738 С (линия S'K')

образуется эвтсктонд, состоящий из феррита и графита. Если при эвтекти-

ческой кристаллизации выделяется только графит, то

чугун

называют

серым,

если графит и цеменшт,—

половинчатым

и если только цемен-

тит,—

белым.

Рис.

84. Структура графита:

а — кристаллическая решетка графита; S —

включения

графита, выделенные из

чугуна;

— микроструктура

чугуна,

показывающая

выделения графита (шлиф нетравлен) х 100

132

Вероятность образования в жидкой фазе (или аустените) метастабиль-

ного цементита, содержащего

6,67%С,

значительно больше, чем графита,

состоящего только из атомов

углерода.

Графит образуется при очень

малой скорости охлаждения, когда степень переохлаждения жидкой фазы

невелика.

Ускоренное охлаждение частично или полностью прекращает кристал-

лизацию графита и способствует образованию цементита. При охлажде-

нии

жидкого

чугуна

ниже 1147С образуется цементит.

В жидком

чугуне

присутствуют различные включения (графит, SiO,,

А1,О

и др.)'. Эти частицы облегчают образование и рост графитных за-

родышей. При наличии готовых зародышей процесс образования графита

может протекать и при температурах, лежащих ниже 1147С. Этому же

способствует легирование

чугуна

Si, который вызывает процесс графитиза-

ции.

Графит, образующийся из жидкой фазы, растет из одного центра и,

разветвляясь в разные стороны, приобретает форму сильно искривленных

лепестков (рис. 84,6). В плоскости шлифа 1рафит имеет вид прямоли-

нейных или завихренных пластинок, которые представляют собой сечения

графитных лепестков (рис. 84, в). Если в процессе кристаллизации образует-

ся

цементит (первичный или эвтектический), то при определенных условиях

возможен его распад с образованием аустенита и графита.

При

последующем медленном охлаждении возможно выделение графи-

та из аустенита и образование эвтектоидного графита в интервале темпе-

ратур 738-727

С.

Основная

масса графита в серых

чугунах

образуется в период кристал-

лизации

из жидкой фазы. Графит, возникающий при распаде аустенита, не

образует самостоятельных выделений, а наслаивается на имеющихся гра-

фитных включениях, увеличивая их размеры. Если аустенит переохлажден

ниже

727°С,

то распад происходит с выделением ферритно-цементитной

структуры. Если

чугун,

в котором

углерод

находится в виде цементита,

подвергнут длительному нагреву при высоких температурах, в нем также

протекает процесс графитизации, т. е. распад цементита на графит и фер-

рит при температурах ниже

738°С

или на графит и аустенит при более вы-

сокой

температуре.

4. ВЛИЯНИЕ УГЛЕРОДА И ПОСТОЯННЫХ

ПРИМЕСЕЙ

НА СВОЙСТВА

СТАЛИ

Сталь является многокомпонентным сплавом, содержащим

углерод

и ряд

постоянных или неизбежных примесей: Mn, Si, S, Р, О, N, Н и др., которые

оказывают влияние на ее свойства. Присутствие этих примесей объясняет-

ся

трудностью удаления части из них при выплавке (Р, S), переходом их

сталь в процессе ее раскисления (Mn, Si) или из шихты — легированного

металлического лома (Cr, Ni и др.). Эти же примеси, но в больших количе-

ствах,

присутствуют и в

чугунах.

Влияние

углерода.

Структура стали (см. рис. 79, 85) после медленного

охлаждения состоит из

двух

фаз — феррита и цементита. Количество це-

Для ускорения процесса графитизации из жидкой фазы в

чугун

нередко вводят так назЫг

васмые модификаторы, образующие добавочные центры кристаллизации.

133

нв

300

200

100

120

ч/

нв

ген

•

1,2%

Содержание

углерода

Рис.

85. Влияние углерода на механические

свойства стали (л) и количество фаз, присут-

ствующих в ней (б)

ментита возрастает

стали прямо

пропорционально

содержанию

уг-

лерода

(рис.

85,6).

Например,

при

содержании

стали

0,37% С

количество цемен-

тита составляет

5,0%,

при 0,7%

—

10%

(рис. 85,6) и при 2,0% С до-

стигает

30%. Как

указывалось

выше,

твердость цементита

(НУ

800—850)

во

много

раз

больше

твердости феррита

(НУ

80 — 90).

Твердые

хрупкие частицы

це-

ментита повышают сопротивление

движению дислокаций,

т. е.

повы-

шают сопротивление деформации,

и,

кроме того,

они

уменьшают

пластичность

вязкость. Вследст-

вие этого

увеличением

стали

углерода

возрастают твердость,

пределы прочности

текучести

уменьшаются относительное

удлинение, относительное сужение

ударная вязкость

(рис.

85, а).

Повышение

содержания

углерода

облегчает переход стали

хладно-

ломкое состояние. Каждая

0,1% С

повышает температуру порога хладно-

ломкости

среднем

на

20°С

расширяет переходный интервал

от

вязкого

хрупкому состоянию.

При

содержании

стали

углерода

свыше

1,0—1,1%

ее

твердость

в ото-

жженном состоянии возрастает,

предел прочности уменьшается. Послед-

нее объясняется выделением

по

границам бывшего зерна аустенита

вто-

ричного цементита, образующего

сталях указанного состава сплошную

сетку (см. рис. 81, з).

При

испытании

на

растяжение

этой сетке возникают

высокие

напряжения,

цемент,

будучи

хрупким, разрушается.

Это

приво-

дит

преждевременному разрушению образца

соответственно

сниже-

нию

предела прочности

(см. рис.

85,а).

увеличением содержания

углерода

стали снижается плотность,

рас-

тет электросопротивление

коэрцитивная сила

понижаются теплопро-

водность, остаточная индукция

и,

магнитная проницаемость.

Влияние кремния и марганца.

Содержание кремния

углеродистой стали

качестве примеси обычно

не

превышает

0,35-0,4%,

марганца

0,5-0,8%.

Кремний

марганец переходят

сталь

процессе

ее

раскисления

при вы-

плавке.

Они

раскисляют сталь,

т. е.

соединяясь

кислородом закиси желе-

за FcO,

виде окислов переходят

шлак.

Эти

процессы раскисления

улуч-

шают свойства стали. Кремний, дегазируя металл, повышает плотность

слитка.

Кремний,

остающийся после раскисления

твердом растворе

(в

ферри-

134

те),

сильно повышает предел текучести q

0;2

. Это снижает способность ста-

ли к вытяжке, и особенно холодной высадке. В связи с этим в сталях, пред-

назначенных для холодной штамповки и холодной высадки, содержание

кремния

должно быть сниженным.

Марганец заметно повышает прочность, практически не снижая пла-

стичности и резко уменьшая красноломкость стали, т. е. хрупкость при вы-

соких температурах, вызванную влиянием серы.

Влияние серы. Сера является вредной примесью в стали. С железом она

образует химическое соединение FeS, которое практически нерастворимо

нем в твердом состоянии, но растворимо в жидком металле. Соединение

FeS

образует с железом легкоплавкую эвтектику с температурой плавле-

ния

988 С. Эта эвтектика образуется

даже

при очень малых содержаниях

серы. Кристаллизуясь из жидкости по окончании затвердевания, эвтектика

преимущественно располагается по границам зерна. При нагревании стали

до температуры прокатки или ковки

(1000—

1200°С)

эвтектика расплавляет-

ся,

нарушается связь

между

зернами металла, вследствие чего при дефор-

мации

стали в местах расположения эвтектики возникают надрывы и тре-

щины.

Это явление носит название

красноломкости.

Присутствие в стали марганца, обладающего большим сродством к се-

ре,

чем железо, и образующего с серой тугоплавкое соединение MnS, прак-

тически исключает явление красноломкости. В затвердевшей стали ча-

стицы MnS располагаются в виде отдельных включений. В деформирован-

ной

стали эти включения деформируются и оказываются вытянутыми

направлении прокатки.

Сернистые включения сильно снижают механические свойства, особен-

но

ударную

вязкость (а

) и пластичность (8, \|/) в поперечном направле-

нии

вытяжки при прокатке и ковке, а также предел выносливости. Работа

зарождения трещины а

не зависит от содержания серы, а работа развития

вязкой

трещины а

и вязкость разрушения К

1с

с увеличением содержания серы

резко снижаются. Кроме того, эти включения

ухудшают

свариваемость

коррозионную стойкость. В связи с этим содержание серы в стали строго

ограничивается; в зависимости от качества стали оно не должно превы-

шать

0,035-0,06%.

Влияние фосфора. Фосфор является вредной примесью, и содержание

его в зависимости от качества стали допускается не более

0,025

—

0,045%.

Растворяясь в феррите, фосфор сильно искажает кристаллическую ре-

шетку и увеличивает пределы прочности и текучести, но уменьшает пла-

стичность и вязкость. Снижение вязкости тем значительнее, чем больше

стали

углерода.

Фосфор значительно повышает порог хладноломкости

стали и уменьшает работу развития трещины. Сталь, содержащая фосфор

на

верхнем пределе для промышленных плавок (0,045%), имеет работу рас-

пространения

трещины в 2 раза меньшую, чем сталь, содержащая менее

0,005%

Р. Каждая 0,01% Р повышает порог хладноломкости стали на

2О-25

С.

Вредное влияние фосфора

усугубляется

тем, что он обладает большой

склонностью к ликвации. Вследствие этого в серединных слоях слитка от-

дельные участки сильно обогащаются фосфором и имеют резко понижен-

ную вязкость. Современные методы получения стали не обеспечивают глу-

бокого очищения металла от фосфора.

135

Влияние

азота, кислорода и водорода.

Азот

и кислород присутствуют

стали в виде хрупких неметаллических включений (например, окислов

FeO,

SiO

А1,О

нитридов

и др.). в виде твердого раствора или, на-

ходясь в свободном виде, располагаются в дефектных участках металла

(раковинах,

трещинах и т. д.). Примеси внедрения (азот, кислород),

концен-

трируясь в зернограничных объемах и образуя выделения нитридов и ок-

сидов по границам зерен, повышают порог хладноломкости и понижают

сопротивление хрупкому разрушению. Неметаллические включения (окислы,

нитриды,

частицы шлаков и т. п.), являясь концентраторами напряжений,

могут

значительно понизить, если они присутствуют в повышенных коли-

чествах или располагаются в виде скоплений, предел выносливости и вяз-

кости

разрушения К

1с

Очень вредным является растворенный в стали водород, который силь-

но

охруггчивает

сталь. Поглощенный при выплавке стали водород не толь-

ко

охрупчивает сталь, но приводит к образованию в катаных заготовках

крупных поковках

ф.юкенов.

Флокены представляют собой очень тонкие

трещины

овальной или округлой формы, имеющие в изломе вид пя-

тен — хлопьев серебристого цвета. Флокены резко

ухудшают

свойства ста-

ли.

Металл, имеющий флокены, нельзя использовать в промышленности.

Влияние

водорода при сварке проявляется в образовании холодных

трещин

в наплавленном и основном металле.

Нанесение

на поверхность стальных изделий гальванических покрытий

или

травление в кислотах для очистки ее связано с опасностью насыщения

поверхности водородом, что также вызывает охрупчивание. Если водород

находится в поверхностном слое, то он может быть удален в результате

нагрева при 150—

180°С,

лучше всего в вакууме ~ 10"

- 10"

мм рт. ст.

Наводороживание и охрупчивание возможно и при работе стали в контак-

те с водородом, особенно при высоком давлении.

Широко

применяемые в последние годы выплавка или разливка

вакууме значительно уменьшают содержание водорода в стали.

5. ЛЕГИРУЮЩИЕ ЭЛЕМЕНТЫ В СТАЛИ

Легирующие элементы при введении в сталь

могут

образовывать с желе-

зом

следующие фазы:

1) твердые растворы;

2) легированный цементит или самостоятельные специальные карбиды;

3) интерметаллические соединения.

Влияние

легирующих элементов на полиморфные превращения железа.

Все элементы, за исключением

углерода,

азота, водорода, и отчасти бора \

образуют с железом твердые растворы замещения. Они растворяются

железе и влияют на положение точек А

и А

, определяющих темпера-

турную

область существования а- и у-железа.

Легирующие элементы по влиянию на температурную область суще-

ствования

полиморфных модификаций железа можно разделить на две

группы.

Атомы бора частично распола1аются в порах решетки ot-железа, а частично замещают

атомы железа.

136

Ж+Л

1539

1392

Содержание

легирующего

элемента,

S) В)

Рис.

86. Схема

влияния

легирующих элементов на полиморфизм

железа

Ж+а

элементам

первой

группы относятся никель и марганец, которые по-

нижают точку А

и повышают точку А

. В

результате

этого на диаграмме

состояния

железо — легирующий элемент наблюдается расширение обла-

сти у-фазы и сужение области существования а-фазы (рис. 86, а). Как видно

из

рис. 86, а, под влиянием легирующих элементов точка Л

повышается

до линии солидус, а точка А

при повышенной концентрации легирующего

элемента снижается до нормальной температуры. Следовательно, сплавы,

имеющие концентрацию легирующего элемента больше указанной на рис.

86, а (точка х), не испытывают фазовых превращений а«± у и при всех тем-

пературах представляют твердый раствор легирующего элемента в у-желе-

зе.

Такие,сплавы называют

аустепитными.

Сплавы,

частично претерпевающие превращение а«=* у называют по-

яуаустенитпыми.

На

рис. 87

приведены диаграммы состояния сплавов

Fe —

TSIi

и Fe — Mn,

иллюстрирующие описанные изменения

положении критических точек

элементам первой группы относятся также медь,

углерод

азот,

но

они

при

небольшом содержании

сплаве расширяют область существова-

ния

гомогенной у-фазы

(см. рис.

86,6),

а при

большем содержании вслед-

ствие

их

ограниченной растворимости

железе сначала

сужают

однофаз-

ную область у-фазы

затем

ее

полностью выключают, хотя двухфазные

области,

которых присутствует у-фаза, сохраняются.

Элементы

второй

группы

(Cr, W, Mo, V, Si, A1 и др.)

понижают точку

повышают точку

. Это

приводит

тому,

что при

определенной

концентрации

легирующих элементов

(см.

точку

у на рис. 86, в)

критические

точки

и_.4„ а

точнее

их

интервалы, сливаются,

область у-фазы

по-

лностью замыкается.

При

содержании легирующего элемента большем,

чем указано

на рис. 86, в

(точка

у),

сплавы

при

всех температурах состоят

из

твердого раствора легирующего элемента

а-железе. Такие сплавы

на-

зывают

ферритными, а

сплавы, имеющие лишь частичное превращение,—

по.пферритиыми.

На рис. 88,а и 88,о

приведены диаграммы состояния

137

Содержание

никеля

М 60 80 ат.%

1500

1Ь00

^1300

с»

800

600

400

1539

"1392

'1512°

х+Ж

910°

(Х+У

-=•

"—1

503°

=»• -

°С О

1535

Содержание

марганца.

40 60 80 ат.%

Содержание

никеля,

%(по массе)

)

Рас.

87.

Диаграммы

состояния

Fe — Ni (а) и Fe —Мп (б)

W SO 80 МП

Содержание

марганца, % (по массе)

Содержание хрома, am %

10 20 30 40 50 60 70 80 90

2000

1800

1600

1400

1200

WOO

800

600

1539

910

аЬ

850

1505

г--*

. '

\_.

•3

20 JO 40 55 £0 70 Л? ^Z7

Содержание хрома, % f/7o массе)

Содержание

ванадия,

я/л %.

Л7 ^0 70 ^0 50 60 70 80 90

1800 i| I

/Й00

I-/JJ5

«+Ж

ПО

1200

1,0

1000

800

600

Fe 10 20 30 tO 50 60 70 SO SO V

Содержание Ванадия, % (по массе)

Рис.

88. Диаграммы состояния Fe — Сг (а) и Fe —V (б)

сплавов Fe - Сг и Fe — V, характерные для этой группы элементов.

этой же группе легирующих элементов надо отнести бор, цирконий,

ниобий.

Даже при сравнительно небольшом содержании эти элементы спо-

собствуют

сужению области у-фазы. Однако вследствие их малой раство-

римости в железе, прежде чем наступает полное замыкание однофазной

области у-фазы, образуются двухфазные сплавы (см. рис. 86, г).

Основой

современных сложнолегированных сталей являются не

двойные, а тройные, четвертные и более сложные твердые растворы. При

введении в сплав нескольких легирующих элементов их влияние на а и у-

областн диаграммы состояния не всегда суммируется.

139

Углерод

чаще повышает растворимость легирующих элементов в ура-

створе (аустените), сдвигая точку у вправо (см. рис. 86,в). В сплавах с от-

крытой

у-областыо

углерод

повышает устойчивость аустенита до более

низких

температур, что приводит к сдвигу линий, соответствующих а->

-•^-превращению (точка \ на рис. 86,а) влево.

Вертикальные разрезы тройной диаграммы равновесия Fe

—

Мп — С и

— Сг

—

С приведены на рнс. 89, а и и. Пернтектическое, эвтектическое

эвтектоидное превращения протекают не при постоянной температуре,

как

в двойных системах, а в некотором интервале температур. В системе

— Мп — С у-фаза с увеличением содержания марганца

существует

области более низких температур. В системе Fe — Сг

—

С с возрастанием

концентрации

хрома область существования у-фачы сужается. Состав кар-

бидной

фазы (К) в марганцовистых сталях соответствует соединению (Fe,

Мп)

С,

в котором часть атомов железа замещена атомами марганца.

В хромистых сталях образуются специальные хромистые карбиды, состав

структура которых зависят от содержания

углерода

и хрома. При низ-

ком

содержании

углерода

и высоком содержании хрома образуются фер-

ритные стали, не претерпевающие полиморфного превращения (рис. 89,6).

Легирующие элементы оказывают большое влияние на эвтектоидную

концентрацию

углерода

(точка S диаграммы состояния Fe — С) и предель-

ную растворимость

углерода

в у-железе (точка Е на рис. 79). Такие эле-

менты,

как Ni, Co, Si, W, Mo, Сг, Мп, точки S и Е сдвигают влево в сто-

рону меньшего содержания

углерода

(см. рис. 79), а V, Т i, Nb наоборот,

повышают концентрацию

углерода

в эвтектоиде. Это объясняется тем, что

составы феррита и карбидов в эвтектоиде (перлите) иные, чем в двойных

железоуглеродистых сплавах. Соответственно из-за изменения состава ау-

стенита меняется и растворимость в нем

углерода.

Влияние

легирующих элементов на свойства феррита и аустенита. Как

видно из рис. 90, легирущие элементы, растворенные в феррите, повышают

его предел прочности (рис. 90,а), не изменяя существенно относительного

удлинения (рис. 90,6), за исключением марганца и кремния при содержании

их больше 2,5

—

3,0%. Наиболее сильно упрочняют феррит, кремний, марга-

нец

и никель. Остальные элементы сравнительно мало изменяют про-

чность феррита.

Легирующие элементы при введении их в сталь в количестве 1-2%

снижают

ударную

вязкость (рис. 90, в) и повышают порог хладноломкости.

Исключение

составляет никель, который, упрочняет феррит при одновре-

менном

увеличении его ударной вязкости и понижением порога хладно-

ломкости.

Феррит,

легированный хромом; марганцем и никелем, при быстром ох-

лаждении из области температур у-раствора претерпевает мартенситное

превращение.

Структура приобретает игольчатое строение. Твердость фер-

рита возрастает до НВ 200

—

250. Повышение твердости происходит вслед-

ствие наклепа феррита в процессе у -»а-превращения, протекающего с уве-

личением

объема. Наклеп, вызываемый фазовыми превращениями, назы-

вают

фазовым

наклепом.

При

нагреве закаленного феррита до 500—55О

С протекает сначала

процесс

возврата, а затем процесс рекристаллизации, который приводит

образованию зернистого строения и снижению твердости.

140