Все о металле, его обработке и переработке
Партнеры
  • .

admin

4. Структура и свойства легированного феррита

Рис. 19. Распределение атомов внедрения в твердом растворе железа:

1 — атомы в атмосферах Котт­релла; 2 — атомы в твердом растворе (В. И. Саррак,. С. О. Суворова, В. И. Ширя­ев)

Феррит — одна из основных фаз во многих сталях. В кон­струкционных сталях его доля составляет около 95 %, по­этому знание свойств легированного феррита позволит пра­вильно оценить общий уровень свойств сталей.

Легированный феррит представляет собой многокомпо­нентный твердый раствор по типу замещения и внедрения легирующих элементов и примесей в а-железе. Изучению свойств легированного феррита посвящены работы совет­ских ученых А. П. Гуляева, В. С. Меськина, М. М. Штейн — берга и др.

Дислокационные теории упрочнения твердых растворов при легировании (Мотта и Набарро, Флейшера) не дают для сплавов железа совпадения расчетов с экспериментом.

Эмпирически установлено, что количественная оценка упрочнения железа при легировании возможна на основе аддитивного вклада упрочняющего влияния отдельных ле­гирующих элементов на свойства а-твердого раствора же­леза. Так, при одновременном легировании а-феррита ато­мами нескольких (4—5) легирующих элементов их влияние на упрочнение может быть просуммировано:

/=1

Где Kt — коэффициент упрочнения феррита, представляю­щий собой прирост предела текучести при растворении в нем 1 % (по массе) t-того легирующего элемента: С*—кон­центрация t’-того легирующего элемента, растворенного в феррите, % (по массе).

Значения Ki для легирующих элементов, входящих в со­став феррита, приведены ниже:

Элемент C+N P Si Ti Al Cu Mn Cr Ni Mo V

Kf, МПа/1′%

(по массе) . . "4670 690 85 80 60 40 35 30 30 10 3

Необходимо отметить, что при оценке упрочнения фер­рита по приведенной формуле следует брать концентрацию легирующего элемента, растворенного в феррите, а не со­держание этого элемента в стали.

На рис. 20 представлено влияние концентраций элемен­тов замещения на свойства железа высокой чистоты. Эти данные показывают, что в области малых концентраций наибольшее упрочняющее влияние оказывает фосфор, тог­да как хром, находящийся в феррите, в наименьшей степени упрочняет железо.

Прочность феррита сильно зависит от диаметра зерна d. Эта зависимость определяется соотношением Холла— Петча: o^Gi+Kyd-1’2,

Где Oi — напряжение трения или предел текучести в отсут­ствии сопротивления со стороны границы, т. е. предел те­кучести монокристалла; Ky—коэффициент, характеризу­ющий вклад границ зерен в упрочнение.

В графическом выражении зависимости aT=f(d~112) (рис. 21) ст,- представляет собой отрезок, отсекаемый на оси ординат при d~~1/2 =0 (d = оо), a Ky характеризуется тан­генсом угла наклона прямолинейной зависимости.

Рис. 20. Зависимость предела текучести, железа от содержания легирующих элементов замещения (Аллен)

Значение ст,- феррита будет зависеть от твердорастворно — го упрочнения, плотности дислокаций, наличия дисперс­ных частиц, a Ky от наличия примесей внедрения в твердом растворе, блокировки дислокаций примесями, угла разо- риентировки границ. Для низкоуглеродистых сталей, фер­рита технической чистоты значения Ky составляет 0,57—0,73, а для железа высокой чистоты 0,16—0,19 МПаКм.

(6)

Таким образом, чем меньше размер зерна, тем выше должна быть прочность феррита. Эффективность зерногра — ничного упрочнения определяется степенью измельчения зерна.

Важнейшей характеристикой стали является значение порога хладноломкости Тхл или температуры перехода Гпр из вязкого в хрупкое состояние, характеризующее склон­ность стали к хрупкому разрушению.

Влияние размера зерна на склонность сталей и сплавов к хрупким разрушениям вытекает из известной схемы А. Ф. Иоффе, работ советских школ под руководством Н. Н. Давиденкова и Я — Б. Фридмана. Математическая связь критерия разрушения с размером зерна видна из со­отношения

А с учетом уравнения Холла — Петча

Где р — коэффициент, характеризующий характер нагру — жения материала; G — модуль сдвига железа; 7 — эффек­тивная поверхностная энергия трещины.

Если левая часть приведенных соотношений меньше пра­вой, то материал не будет склонен к хрупкому разрушению. Отсюда видно, что повышение всех факторов, приводящих к упрочнению (рост а,, сгт), а также увеличение размера зерна d, прочности блокирования дислокации Ky будут увеличивать левую часть соотношений и, следовательно, приводить к охрупчиванию материала. Поскольку при уп­рочнении значения ст; и K7 растут, то компенсирующим фактором этого вредного влияния может быть лишь умень­шение размера зерна d.

Более того, измельчение зерна положительно сказывает­ся не только на склонности к хрупким разрушениям, но оно одновременно приводит к упрочнению в соответствии с уравнением Холла—Петча. От степени уменьшения значе­ний d по сравнению с возрастанием ст;, ат и Ky будет зави­сеть суммарное влияние упрочнения на склонность стали к хрупким разрушениям. Поскольку значения Ky, Р, 7 меня­ются по-разному в зависимости от легирования, термичес­кой обработки и температуры испытания, то количествен­ная оценка по этим соотношениям затруднена. •

Преобразование соотношений дало возможность свя­зать критическую температуру перехода из вязкого в хруп­кое состояние Тщ, с размером зерна d:

Тп9 = А-ВЫсГ1’2, (9)

Где А и В — коэффициенты, мало зависящие от темпера­туры.

Уравнение дает линейную зависимость Tnp от Ind-1’2. Такая зависимость в настоящее время получена эксперимен­тально для феррита многих сталей (рис. 22).

Многочисленные исследования легированного феррита показывают, что собственно упрочнение феррита при леги­ровании отрицательно сказывается на склонности его к хрупким разрушениям. Однако влияние легирующих эле­ментов на температуру перехода индивидуально.

На рис. 23 приведены данные по влиянию марганца, кремния, хрома, ванадия и никеля на порог хладноломкос­ти железа Г50. В области малых концентраций легирую­щих элементов замещения температура перехода несколь-

О Z Ч в_ 8 Рнс. 23. Влияние легирующих элементов на тем — Легирующий

Пературу перехода T50 железа (А. П. Гуляев) элемент, 7о

Ко снижается, а при большем их содержании заметно повы­шается. Никель в отличие от других легирующих элементов при всех концентрациях существенно понижает порог хлад­ноломкости. Концентрация легирующих элементов, до ко­торой понижается порог хладноломкости феррита для вана­дия и хрома, составляет <1 °/о, для кремния <0,8 %, для марганца <2%; в реальных сталях эти значения будут другими.

5. Структура и свойства легированного аустенита

49

В железоуглеродистых сталях аустенит, как стабильная структурная составляющая, существует лишь при темпера­турах выше Ac3. В специальных легированных сталях бла­годаря влиянию легирующих элементов на расширение 7-области, увеличению устойчивости переохлажденного аус — тенита и понижению мартенситной точки аустенит может быть одной из главных структурных составляющих сталей

В состоянии их эксплуатации. Поэтому знание свойств ле­гированного аустенита наиболее важно для таких высоко­легированных сталей, как нержавеющие, жаропрочные, не­магнитные и др.

Изменение свойств аустенитных сплавов при легиро­вании может быть обусловлено как влиянием легирующих элементов на свойства собственно твердого раствора— аус­тенита, так и их влиянием на стабилизацию аустенита к фа­зовым переходам, т. е. легирование может вызывать пре­вращение аустенита с образованием других фаз (например, а — и е-фаз в сплавах железо—марганец и а-фазы в сплавах железо—никель). Легированный аустенит под­разделяют на стабильный и нестабильный. При температуре выше начала мартенситного превраще­ния Mн нестабильный аустенит способен к фазовому прев­ращению— образованию мартенсита в результате прило­жения внешней нагрузки (деформации), т. е. деформация нестабильного аустенита вызывает мартенситное превраще­ние, так же как и охлаждение его ниже Ms. Стабильный аустенит не претерпевает фазового превращения под влия­нием деформации, при этом изменяется лишь его структура. В зависимости от того, какие легирующие элементы входят в состав аустенита и каково их количество, изменяется ус­тойчивость аустенита к распаду при деформации, т. е. сте­пень его нестабильности.

В этом разделе-рассмотрено влияние легирования на свойства собственно аустенита, т. е. легирование стабиль­ного аустенита. Фазовые превращения в нестабильных аус­тенитных сталях будут изложены в гл. XX.

Изменение свойств собственно аустенита при легирова­нии в общих чертах описывается теориями упрочнения твердых растворов. Так, упрочнение, определяемое пара­метром несоответствия по размерам, хорошо иллюстриру­ется рис. 24, на котором представлена зависимость измене­ния твердости AHV от параметра решетки Aa хромонике — левого аустенита при введении в него 1 % легирующих элементов замещения и внедрения. Упрочнение тем боль­ше, чем больше это несоответствие. Однако для элементов внедрения (С, N) и замещения (Mn, V, Со, Mo, W, Al, Cr, Ni, Si) эффективность упрочнения при одинаковых значе­ниях А а различна. Наибольший вклад в упрочнение аусте — яита вносят элементы внедрения, особенно азот. В отличие от a-железа растворимость азота в легированном аустени — те значительно выше и может превышать 1 % при комнат­ной температуре.

Эффективность влияния легирующих элементов на свойства аустенита определяется базовыми аустенитными композициями, на которых основан данный аустенит. Та­кими основными композициями являются Fe—Ni; Fe—Mn; Fe—Cr—Ni; Fe—Cr—Mn; Fe—Cr—Ni—Mn. Главными аустенитообразователями во всех перечисленных аустенит — ных композициях являются никель и марганец, а аустенит, полученный на их основе, называют соответственно никеле­вым и марганцовистым. Свойства их существенно различа­ются.


2600 2Z00 1800 То

О 20 40е,°/°

Рис. 25. Зависимость твердости HV марганцевого (Г38) и никелевого (Н36) аустенита от степени пластической де­формации 8 (В. С. Литвинов)

AHV

600

Г /

Г /.C+N Mo ^

Too

B </• J^w

1 I/ ^ о

Si

/. \ X

V ZOO

I J^u

/ ^Хмп

IlCk

T/ I I I

-0,01 О 0,01 О, OZ 0,03

Aa,Нм

Рис. 24. Зависимость упрочнения аусте­нита (AHV) от изменения параметра решетки (Да) при легировании хромо — никелевого аустенита 1 % (ат.) раз­личных элементов (К. Ирвин)


В работах И. Н. Богачева с сотр. установлено (рис. 25), что деформационное упрочнение значительно сильнее про­является на марганцевом стабильном аустените (Г38), чем на стабильном никелевом (Н36). Особенно существенно это различие при высоких степенях деформации. Так, де­формация е=50 % повышает твердость никелевого аусте­нита в 1,5 раза, а марганцевого в 2,6. Особенностью мар­ганцевого аустенита является его хладноломкость при низ­ких температурах (рис. 26), что аномально для сплавов с г. ц. к. решеткой. В никелевом аустените резкого падения ударной вязкости при всех температурах испытания вплоть до —196 0C не наблюдается. Легирование аустенита может влиять на его свойства. Так, введение хрома в марганце­вый аустенит заметно уменьшает его склонность к хрупким разрушениям, а легирование никелем практически не вли­яет на порог хладноломкости. •

4*

51

Существенная разница н свойствах марганцевого и никелевого аустенита объясняется различными значениями энергии дефектов упа­Ковки (ЭДУ) в этих сплавах. В марганцевом аустените значение энер­гии дефектов упаковки заметно меньше, чем в никелевом аустените. Как известно, энергия дефектов упаковки — одна из важнейших харак­теристик дислокационной структуры, определяющей свойства аустенита. Так, подвижность дислокаций (способность их к поперечному скольже­нию, легкость пересечений) зависит от энергии дефекта упаковки. При этом в сплавах с г. ц. к. решеткой этот фактор играет в упрочнении ббльшую роль, чем взаимодействие дислокаций с атомами внедрения и замещения и силы трения решетки.

Показателем энергии дефектов упаковки является вероятность их образования а; чем больше вероятность образования дефектов упаковки в сплаве, тем меньше энергия дефектов упаковки. В марганцовистом аустените значения энергии дефектов упаковки ниже, а вероятность их образования выше, чем в никелевом аустените (рис. 27). А это одно-


[_ •"*" """

Z0J

I

1 I

-200-150-100-50 О ^ucn °С

Рис. 26. Зависимость ударной вязкости от температуры испытания марганце­вого (1—3) и никелевого (4) аустенита (И. Н. Богачев):

Кси, мдж/мг

J Z 1

О

Ot-IO’

О -50 -100 -150

Рис. 27. Зависимость вероятности об­разования (а) и энергии дефектов упа­ковки (ДУ) марганцевого (Г38) и ни­келевого (Н36) аустенита от темпера­туры деформации (В. С. Литвинов, Д. А. Мирзаев)

/ — сплав Г40; 2 —Г40Н10; 3~ Г40Х10; 4 — Н36


Значно указывает на пониженную подвижность дислокаций, и, следова­тельно, более интенсивное деформационное упрочнение марганцовистого аустенита.

Необходимо отметить, что, изменяя содержание никеля и марганца в аустенитных сплавах на базе других композиций, можно существен­но менять энергию дефектов упаковки в аустените, т. е. изменять спо­собность аустенита к упрочнению при пластической деформации. При Этом легирование аустенита марганцем будет приводить к увеличению коэффициента деформационного упрочнения аустенитных сталей, а ле­гирование никелем, наоборот, уменьшать такое упрочнение. В чем при­чина такого влияния марганца на энергию упаковки аустенита, т. е. на его повышенную способность к деформационному упрочнению?

Как установлено В. С. Литвиновым при исследовании межатомно­го взаимодействия в сплавах методом ядерной гамма-спектроскопии (эффект Мессбауэра), основная роль марганца заключается в измене­нии взаимодействия атомов железа между собой. Под влиянием мар­ганца происходит перераспределение внешних электронов от атомов железа к атомам марганца, в результате чего d-электроны атомов же­леза принимают большее участие в связи. Изменение характера про­странственного распределения электронов является основным факто­ром в определении свойств железомарганцевых сплавов. Низкие значе­ния энергии дефектов упаковки, большая вероятность их образования и высокое упрочнение марганцевого аустенита — результат проявления характера межатомного взаимодействия в таких сплавах. Противопо­ложный характер перераспределения электронов между атомами ком­понентов в сплавах Fe—Mn и Fe—Ni обусловливает различие в свой­ствах аустенита и мартенсита этих сплавов.

Показано (рис. 28), что причиной хладноломкости железомарган — цевого аустенита является фазовый переход I рода — при этих темпе­ратурах граиецентрированная кубическая решетка (г. ц. к.) переходит в гранецентрироваииую тетрагональную решетку (г. ц.т.). Пока сохра­няется кубическая фаза, аустенит хладостоек, при появлении тетраго­нальных искажений у плотноупакованной структуры он становится хладноломким. Такие искажения в решетке обусловлены локализацией связи при понижении температуры. Следовательно, последнее является основной причиной хрупкости при низких температурах железомаргаи — цевого аустенита.

Таким образом, особые свойства марганцевых аустени-тных сталей И сплавов связаны с характером межатомного взаимодействия в их ре­шетке.

6. Термодинамическая активность углерода в железе

Легирование феррита и аустенита различными элементами существенно влияет на поведение углерода (растворимость в твердом растворе, диффузионную подвижность, способ­ность к выделению и т. д.). Наиболее полной характерис­тикой, определяющей поведение углерода в твердом раст­воре, является его термодинамическая активность.

(10)

Как известно, активность компонента щ связана с его атомной долей Ni соотношением

CLi = Vi Nu

Где yt — коэффициент термодинамической активности i-того компонента.

(H)

Коэффициент термодинамической активности компонен­та характеризует силы связи его с атомами матрицы, т. е. его подвижность в твердом растворе, способность компонен­та оставаться растворенным или выделяться из раствора в другую фазу. Многие процессы фазовых превращений, про­текающие в стали, определяются термодинамической ак­тивностью углерода и легирующих элементов. Так, в соот­ветствии с первым законом Фика, диффузионный поток Ji определяется градиентом концентрации (dCi/dx):

Ji = —А, фф (XlIdx),

Где А)фф — эффективный коэффициент диффузии.

Однако на практике зачастую наблюдается «обра т — н а я» или «восходящая» диффузия, т. е. диффу­зионный поток протекает из областей с меньшей концен­трацией данного элемента в области с более высокой его концентрацией. В общем виде движущей силой диффузион­ных процессов является не градиент концентрации, а гра­диент химического потенциала или свободной энергии (OGiJdx)

Ji- Dn (OGiZdx). (12)

Истинный коэффициент диффузии

А. = А, фф [^1 (dat/dx) (13)

Где V — молярный объем фазы.

При легировании феррита и аустенита изменяется сво­бодная энергия углерода, которая связана с его актив­ностью:

G = RTlnac, (14)

Где R— газовая постоянная; T—абсолютная температу­ра, К.

Чтобы оценить влияние легирующего элемента на ак­тивность углерода в легированном твердом растворе а ? за состояние сравнения выбирают активность углерода в нелегированном железе ас, имеющем тоже содержание уг­лерода. Тогда изменение свободной энергии составит

AG = RT In {аЦас) = RT In (Vc Nchc Ne) =

— RT In (ус/ус) — RT In/с. (15)

Отношение коэффициентов термодинамической актив­ности углерода в легированном и нелегированном железе (7 с /V с ) представляет собой относительный коэффициент термодинамической активности углерода fс — Он характе­ризует влияние легирующего элемента на активность угле-" рода в железоуглеродистом сплаве.

Если f с>1, a Infc имеет знак «+», легирующий эле­мент повышает активность углерода в феррите и аустените, если же fc <1 ( Infc имеет знак «—»), то легирующий элемент, наоборот, понижает активность углерода в твер­дом растворе.

Изложенное дает основание считать, что диффузионный поток углерода в сплаве, определяемый градиентом свобод­ной энергии, зависит от изменения относительного коэффи­циента термодинамической активности:

К настоящему времени накоплен большой эксперимен­тальный материал по влиянию легирования на термодина­мическую активность углерода в аустените и относительно мало данных об активности углерода в легированном фер­рите. Это связано со значительными экспериментальными трудностями определения относительного коэффициента термодинамической активности углерода в феррите из-за значительно меньшего предела растворимости углерода в нем по сравнению с аустенитом.

Физическая сущность изменения коэффициента /с как в феррите, так и в аустените одна и та же и состоит в том, что легирующие элемен- ты, находящиеся в раст­воре, изменяют силы свя­зи или прочность связи между атомами металла и углерода. Карбидооб — разующие элементы бу­дут увеличивать проч­ность связи углерода с атомами легирующего элемента в твердом раст­воре, они повышают ве­роятность нахождения атомов углерода в меж­доузлиях вблизи узлов решетки, занятых атома­ми легирующего карби-’ дообразующего элемен­та, «притягивают» к се­бе атомы углерода и понижают подвижность углерода в твердом раст­воре, то есть уменьшают его термодинамическую активность. Некарбидо-

Образующие элементы, замещающие атомы железа в твердом растворе, будут, наоборот, «отталкивать» атомы углерода, повышать их подвижность, т. е. увеличивают его термодинамическую активность, при этом будет проявлять­ся тенденция к выделению углерода из твердого раствора.

0,4

-0.4

-0,6

SL

^ Ni

- """ UL

— —-——^n"

\ ^^х^Сс

N4 Mo

-

N4V

I I

I I

Гл. Э

Tc 3,0 2,5 2,0

1,5

1,0 0,8

OtS

0,4

0,02 0,04 0,06 0,08 OJONj

Рис. 28. Влияние концентрации мольной долн (Njic) различных легирующих эле­ментов на относительный коэффициент термодинамической активности углерода в аустените прн 1000 °С (Ареннус)

0,2

О

-0,2

О, Z

Шэ

Обобщенные по данным различных исследователей дан­ные о влиянии легирующих элементов на относительный коэффициент термодинамической активности углерода в аустените приведены на рис. 28. Чем сильнее карбидообра- зующая способность легирующего элемента, т. е. чем левее по отношению к железу находится d-переходный металл в периодической системе, тем в большей степени понижается /с <1. Некарбидообразующие элементы в аустените Со, Ni, Si увеличивают значения fc >1. Подобные данные для феррита имеются лишь по влиянию кремния.

Влияние легирующих элементов на термодинамическую активность углерода в аустените имеет большое значение в таких процессах, как растворение карбидов, нитридов и карбонитридов в аустените, выделение их из твердого раст­вора при охлаждении, перераспределение элементов между фазами в процессе термической обработки.

В заключение необходимо отметить, что легирующие элементы оказывают влияние на термодинамическую ак­тивность углерода в твердом растворе лишь в том случае, если они растворены в этом твердом растворе, т. е. при оп­ределении возможности протекания того или иного процес­са благодаря изменению термодинамической активности необходимо учитывать содержание легирующих элементов, растворенных в твердом растворе, а не их общее содержа­ние в стали.

3. Железо и его свойства

Железо является основой всех сталей и многих сплавов. Стали и сплавы черных металлов на сегодня являются главным конструкционным материалом.

Столь широкое использование железа связано не только с его большими природными запасами, пригодными для промышленной разработки, а также обусловлено способ­ностью материалов на основе железа менять структуру и свойства при легировании и термической обработке.

Железо является ^-переходным металлом. Его атомная масса 55,85; плотность 7,684-IO3 кг/м3; конфигурация внеш­них электронных оболочек 3d64s2; кристаллографические модификации — о. ц. к. (а — и 6-железо) и г. ц. к. (у-железо); параметры решетки: 0,286 нм (при +20 °С) для а-железа; 0,364 нм (при 950 0C) для у — железа; 0,293 нм (при 1425 °С) для б-железа; атомный радиус (по Гольдшмидту) 0,127 нм (К=8, о. ц. к. решетка); 0,124 нм (К—12, г. ц.к. ре­шетка).

Свойства железа зависят от его чистоты. В последнее вре­мя достигнут существенный прогресс в способах очистки железа от примесей. Наряду с широко применяемыми про­мышленными методами очистки (внепечное вакуумироца — ние, электровакуумное плавление, электрошлаковый пере­плав, карбонил-процесс, электролиз и др.) разработаны новые методы очистки: зонное плавление, рафинирование (отжиг) в водороде и высоком вакууме, электроннолуче­вая плавка и др. Особо чистое железо получают при соче­тании разных методов очистки. Возможности некоторых ме­тодов глубокой очистки могут быть охарактеризованы при­веденными ниже данными о содержании Си N [% (не более)] (Каменецкая Д. С., Пилецкая И. Б., Ширяев В. И.).

С N

Зонное плавление…………………………………………… IO-5 10—5

Зонное плавление+300 ч рафини­рования в водороде 10—7 10—7

О O7OOI 0,003 0,005 0,007 C+N, % (по массе)

Рис. 16. Зависимость предела текучести и временного сопро­тивления разрыву железа от степени его чистоты (Д. С. Ка­менецкая, И. Б. Пилецкая, В. И. Ширяев)

Зонное плавление +1000 ч рафи­нирования в Водороде…. IO-8 10—8

По степени чистоты железо условно принято делить на железо технической чистоты (Fe1^) и железо высокой сте­пени чистоты (Fesi4); к последнему относят материал с со­держанием всех примесей ^10_4%.

Температуры превращений в железе в сильной степени зависят от его чистоты. Ниже приведены температуры пре­вращений, 0C, в железе Fe1 .ч и FeB.4 (Д. С. Каменецкая, И. Б. Пилецкая В. М. Ширяев):

Рет. ч рев. ч

Плавление. . . , 1528—1535 1535—1540

6-vy………………………….. 1394*/1388 1394—1410*/1388

765—770

765

Y-Hx 851—895*/845—865 908—916*/874—908 Парамагнетик —

Ферромагнетик. .

* B числителе — температуры превращений при иагреве, в знаменателе — при охлаждении.

Чистота железа определяет его механические свойства. На рис. 16 приведены данные по суммарному влиянию при­месей внедрения — углерода и азота — на механические свойства железа. Наиболее чистое поликристаллическое железо (<10~7%C+N) имеет предел текучести 21—30 и временное сопротивление 50 МПа. Уже при содержании примесей (C+N) ~ 10~4% временное сопротивление сос­тавляет 50—60 МПа, а в железе технической чистоты [(C+] +N)~10-3—Ю-2%], оно обычно равно 120—150 МПа. Необходимо отметить, что полученные значения предела текучести железа высокой степени чистоты (20 МПа) близ­ки к теоретически рассчитанным значениям напряжения Пайерлса — Набарро (<тп-н). Для металлов оно считается приблизительно равным

Где G — модуль сдвига металла.

Для железа G=8400 МПа и, следовательно, оп-н =17 МПа. Следовательно, в железе высокой степени чистоты единственным препятствием началу движения дислокаций являются силы трения решетки.

Необходимо также напомнить, что теоретическая проч­ность железа, рассчитанная впервые Я. М. Френкелем, со­ставляет около 13000 МПа. Такие же значения прочности’ получены экспериментально на нитевидных кристаллах (усах) железа. Следовательно, реальная прочность железа на два порядка меньше его теоретической прочности.

Склонность железа к хрупким разрушениям, оценива­емая по температуре перехода из вязкого в хрупкое состо­яние[3], также значительно увеличивается с ростом содержа­ния примесей внедрения: углерода, азота и кислорода (рис. 17). Наиболее чистое железо [<10"®% (C + N) и 10~5% О] имеет Tnр=—85 0C при содержании примесей [4-10"3% (C+N)+0] Гдр==—12°С. При большем содержа­нии примесей Tnv лежит выше комнатной температуры.

КСи, МДж1мг

-100 О 100

500

Примеси Внедрения, °/с

Рнс. 17. Зависимость ударной вязкости KCU от температуры испытания же­леза различной степени чистоты (Д. С. Каменецкая, И. Б. Пилецкая, В. И. Ширяев):

J, 2—(C+N<10—6 %; 0,%: / —<10~6; 2 — <10~’*• 3—9 — 0,002—0,0004 % (C+N); О, 3 — 0,001; 4 — 0,0037 ; 5 — 0,0046; 6 — 0,007; 7 — 0,011; « — 0,057; S — 0,27

Рис. 18. Влияние содержания прнмесей внедрения (/—<10 7 , %, 2—~10 ‘ 3—10 3, %) иа предел текучести (а) и прирост предела текучести Aar=

=До~"196°С — До+20°С (б) железа (В. И. Саррак, С. О. Суворова,

Т т

В. И. Ширяев)

Прнмесн внедрения обусловливают температурную зависимость пре­дела текучести о. ц. к. металлов. Как известно, с уменьшением темпера­туры испытания (особенно ниже комнатной температуры) возрастают значения предела текучести. Это существенно зависит от содержания в твердом растворе железа примесей внедрения (рис. 18). При содер­жании (С+N) около Ю-7 % предел текучести возрастает с понижением температуры незначительно. Наиболее существенно возрастает предел текучести при содержании примесей (Ю-3—Ю-4) % (рис. 18,а). При­рост предела текучести отожженного железа при изменении температу­ры от комнатной (+20 °С) до температуры жидкого азота (—196 0C) возрастает с увеличением концентрации примесей внедрения от IO-7 до 3- IO-4 % (рнс. 18,6). При ббльшем содержании атомов внедрения в отожженном железе температурная зависимость предела текучести практически не изменяется.

Температурная зависимость предела текучести железа, как и дру­Гих о. ц. к. металлов, обусловлена взаимодействием атомов внедрения с дислокациями. По Коттреллу, упругое поле напряжений дислокаций взаимодействует с примесными атомами внедрения, поэтому вблизи дислокаций образуются скопления атомов внедрения — атмосферы Кот — трелла. При понижении температуры концентрация примесей около дислокации возрастает в соответствии с формулой:

C= C0 exp (Е/kT), (4)

Где С — концентрация атомов внедрения на дислокации; C0 — средняя концентрация атомов внедрения в твердом растворе; E — энергия связи атома внедрения с полем упругих искажений дислокаций; T — темпера­тура; k — константа Больцмаиа.

Атмосферы Коттрелла закрепляют дислокации, при этом увеличива­ется прочность железа, этим и объясняется температурная зависимость предела текучести (ниже комнатной температуры).

При достаточном количестве атомов внедрения в твердом растворе (C0) ниже определенной температуры будут образовываться насыщен­ные атмосферы Коттрелла (C=I). Ко­личество атомов внедрения в твердом растворе, необходимое для образования насыщенных атмосфер Коттрелла, будет зависеть от плотности дислокаций. Рас­четы показали, что для закрепления всех дислокаций атмосферами Коттрелла в отожженном железе, имеющем плотность дислокаций IO7—IO8 см-2, необходима концентрация атомов внедрения C+ +N — 10-4—IO-3 % (по массе). Это под­тверждается приведенными выше экспе­риментальными данными (см. рис. 17 и 18). Действительно, с увеличением концентрации примесей внедрения выше Ю-7 % температурная зависимость же­леза увеличивается (растет ЛсГт) до зна­чений концентрации примесей С0=ЗХ X103 % (по массе). Очевидно, что зна­чение, находящееся в пределах выше­приведенных расчетных данных, являет­ся концентрацией, при которой все дислокации в отожженном железе бу­дут закреплены насыщенными атмосферами Коттрелла (рис. 19).

При содержании атомов внедрения в железе менее 3-10"4% все они находятся в атмосферах Коттрелла. При увеличении их концентра­ции в сплаве выше этого значения возрастает концентрация атомов внедрения в твердом растворе, находящихся в несвязанном с дислока­циями состоянии. С явлением сегрегации примесей внедрения у дисло­каций и их закреплением атмосферами Коттрелла связано деформаци­онное старение мягких сталей (см. гл. XIII, п. 1).

2. Закономерности образования твердых растворов внедрения

Твердые растворы внедрения образуют элементы внедрения с малыми атомными размерами. Значения атомных радиу­сов гх элементов внедрения приведены ниже:

Элемент внедре­ния……….. В С N О H

Гх, нм…………………… 0,091 0,077 0,071 0,063 0,046

Твердые растворы внедрения являются частным случа­ем фаз внедрения (к последним также относятся карбиды, нитриды, бориды, оксиды, гидриды и другие химические соединения переходных металлов с элементами внедрения). Твердые растворы внедрения всегда ограничены, а раство­римость в них зависит от кристаллической структуры ме­талла-растворителя и размеров атома элемента внедрения. Ограниченность твердых растворов внедрения определяет­ся тем, что они сохраняют решетку металла-растворителя, а атомы внедрения в них занимают лишь вакантные меж­доузлия — октаэдрические и тетраэдрические поры в ре­шетке металла-растворителя. Часть пор всегда не запол­нена. Размеры этих пор для о. ц. к., г. ц. к. и г. п. у. реше­ток представлены ниже, а на рис. 14 приведена схема расположения пор в а — и у-железе:

О. ц. К. Г. ц. к. Г. п. у.

Октаэдрические

Поры……………………. 0,154^е 0,4\гМе 0,412гМе

Тетраэдрические

Поры……………………. 0,291л^ 0,22гМе 0,222гш

Примечание, г радиус атомов в узлах решетки металла — растворителя.

Наиболее благоприятными позициями расположения атомов внедрения в твердом растворе будут октаэдриче­ские поры в ос-железе и окта — и тетраэдрические поры в ¦у-железе. Междоузлие обязательно должно быть меньше, чем размер атома внедрения, так как в противном случае прочной связи между атомами металла-растворителя и ато­мами внедрения не будет. Однако размер поры не должен быть и слишком малым, так как внедрение атома вызовет ослабление связей между атомами решетки растворителя, и структура такого твердого раствора будет неустойчивой. Какая из пор является наиболее благоприятной для раз­мещения в ней атома внедрения, будет определяться не только ее размерами, но и количеством соседних атомов,

Рис. 14. Положение октаэдрнческнх (б, г) н тет — раэдрическнх пор в г. ц. к. (а, б) н о. ц.. к. (в, г) решетках

Претерпевших деформацию при образовании твердого рас­твора внедрения. Так, в а-железе растворение углерода и азота происходит в октаэдрических порах, меньших по раз­меру, чем тетраэдрические, так как в первом случае сме­щаются два атома вдоль ребра куба в направлении с ма­лой плотностью упаковки, а во втором —четыре атома в направлении плотной упаковки. Таким образом, энергия деформации о. ц. к. решетки от внедрения атомов углерода или азота в окта-пору будет меньше, чем при внедрении их в тетра-пору.

Растворимость атомов внедрения увеличивается с умень­шением размера атомов, т. е. возрастает в ряду В — С — N — О — Н. Из перечисленных атомов внедрения наиболь­шее значение при рассмотрении легированных сталей име­ют углерод и азот. Данные по их растворимости в а-железе приведены на рис. 15. Как видно, азот, имеющий меньший атомный радиус (0,071 нм), чем углерод (0,077 нм), рас­творяется в а-железе в значительно большем количестве. В "у-железе максимальная растворимость азота также больше, чем углерода (2,8 и 2,0%, соответственно). Зна­чительно большая растворимость углерода и азота в у-же­лезе по сравнению с а-железом связана с тем, что в г. ц. к решетке размер пор больше, а их число меньше, чем в о. ц. к.-решетке, т. е. для а-железа характерна большая

T.’C

100 BPO 500 UOO 300 200 100

К. /л

OtOWU \ ^llej orn /

/

/

/ /

/ *

/ 2,б-10~*°/М 1/1 < ‘

Рыхлость упаковки. Необходи-

723′С н<

Мо также отметить, что зна­чительная деформация решет­ки при внедрении атомов неме­талла в пору решетки металла — растворителя приводит к тому, что значительное число пор не заполняется атомами внедре­ния. Так, при предельном насы — jjm I I, I______________________ щении углеродом у-железа (до

ZW^JkС 0,1 с;N,7» 2 % с) °дин атом углерода

Приходится на каждые три Рис. 15. Температурная завнсн- элементарных ячейки железа

ТсплоШнРыГВОлРиинТ нуглеаГо? аа [ % (ат.) CJ, а для а-желе - (штриховые линии) в а-железе ЗЭ (0,018 % С) ОДИН ЭТОМ угЛе-

Рода на 600 элементарных ячеек [0,083% (ат.) С]. Столь значительное различие растворимости углерода в двух мо­дификациях железа обусловливает возможность различной термической обработки сталей.

Твердые растворы внедрения, как и все фазы внедрения, образуются при выполнении условия (правила Хэгга)

Г Jrlit < 0,59, (1)

Где гх — радиус атома внедрения (неметалла); гМе—ра­диус атома-растворителя (металла).

Это соотношение выполняется, если в расчет принима­ются эффективные радиусы элементов. Указанные выше значения атомных радиусов элементов внедрения могут сильно отличаться от эффективных радиусов тех же эле­ментов, находящихся в твердом растворе. Так, на основе измерения параметров твердых растворов внедрения и по­следующих расчетов установлено, что эффективный радиус атомов углерода в у-железе равен 0,068 нм (вместо

Гс = 0,077 нм), а г$""=0,073 нм (вместо г*=0,071 нм). Следовательно, правилу Хэгга соответствует отношение ГсФФ/гЙФ=0,68/1,27«0,54 и rS^/гЙ* =0,73/1,27 ж 0,57 и не соответствует отношение, взятое без учета эффективно­го атомного радиуса углерода: rc/rFe =0,077/0,127 «0,61.

Необходимо отметить, что для бора, даже с учетом его эффективного атомного радиуса (г1фф«0,087±0,01 нм), при образовании твердого раствора внедрения в железе правило Хэгга не выполняется (rB/rFe =0,68). Такое отно­шение не позволяет образовать твердые растворы замеще­ния бора в железе. Поэтому можно предположить, что ато­мы бора внедряются в решетку растворителя по дефектам кристаллического строения (вакансиям, дислокациям, суб­границам и границам). Вообще роль дефектов кристалли­ческого строения при образовании твердых растворов мо­жет быть значительной, благодаря этому при образовании твердых растворов могут наблюдаться отклонения от раз­мерного фактора. На основании роли размерного фактора для твердых растворов внедрения {rx/rMe<i0,5$) и замеще­ния (гэ/гМе—0,85—1,15) следует сказать, что отношение атомных размеров в пределах 0,59—0,85 является неблаго­приятным для образования твердых растворов. В этом слу­чае, как будет показано ниже, получаются химические со­единения со сложной структурой.

В твердых растворах внедрения может происходить процесс упо­рядочения. Наиболее интересный пример такого процесса — упорядоче­ние в железоуглеродистом мартенсите. В мартенсите атомы внедрения (углерод) занимают только октаэдрнческне междоузлия о. ц. к. решетки железа. Упорядочение в такой решетке обусловливает появление тетра>- гональности решетки мартенсита. В о. Ц. к. решетке железа можно выде­лить три о. ц. к. подрешетки со своими направлениями тетрагональностн: [100], [010], [001]. В случае, когда весь углерод расположен только в одной такой подрешетке, мартенсит находится в наиболее упоря­доченном состоянии н имеет наибольшую степень тетрагональности. Если же атомы углерода поровну распределены между тремя подрешет — ками, мартенсит вполне неупорядочен н имеет кубическую решетку. Между этими крайними случаями возможны частично упорядоченные состояния. Если бы взаимодействие атомов отсутствовало, то в равно­весии атомы углерода были бы распределены равномерно по всем под — решеткам. Из-за наиболее сильной деформации о. ц. к. решетки в на­правлении [001] при сдвиговом механизме ее образования из г. ц. к. решетки атомы углерода в основном располагаются в окта-порах оси тетрагональности [001], так как именно здесь наблюдается наибольшее деформационное взаимодействие.

Параметр дальнего порядка s в мартенсите может изменяться от О до 1. С учетом этого параметра тетрагональность мартенсита с/а может быть выражена в зависимости от атомной доли углерода в мартенси­те С следующим выражением:

С/а= 1 +0,0096 Cs. (2)

Наибольшая тетрагональность мартенсита будет прн полном упоря­дочении, т. е. при S=I.

1. Закономерности образования твердых растворов замещения

Твердые растворы замещения на основе железа образуют­ся в соответствии с общими законами образования твердых растворов такого типа (условия Юм-Розери).

33

Условиями, определяющими растворимость компонен­тов в растворах замещения, являются: изоморфизм, т. е. однотипность решеток, компонентов, составляющих рас­твор; соотношение атомных размеров компонентов («раз­мерный фактор»); электронная структура компонентов, т. е.

3-970 относительное расположение компонентов в периодической системе элементов Д. И. Менделеева.

Рассмотрим эти условия применительно к растворению легирующих элементов в железе. При этом следует иметь в виду, что поскольку железо имеет две модификации: а — железо[1] и у-железо (соответственно о. ц. к. и г. ц. к. решет­ки), то условия образования твердых растворов на базе этих модификаций будут различными.

На рис. 13 представлена схема растворимости легирую­щих элементов в а — и v-железе, построенная на основе дан­ных, соответствующих диаграмм состояния железо — леги­рующий элемент. Схема дана в виде части периодической системы элементов; в нее вошли практически все легирую­щие элементы, образующие на основе железа твердые рас­творы по типу замещения.

Неограниченные твердые растворы с железом образуют- Ni, Со, Mn, Cr и V. Причем Ni, Со и Mn образуют непре­рывные твердые растворы на основе у-железа, а Cr и V на основе а-железа. Здесь соблюдается первое условие Юм — Розери — йзоморфность решеток растворителя и растворен­ного вещества. При разных типах решеток компонентов не­ограниченный твердый раствор образован быть не может. Это условие является необходимым, но недостаточным для образования неограниченных твердых растворов, а именно: далеко не всегда йзоморфность решеток приведет к созда­нию таких твердых растворов. Это хорошо видно на при­мере систем а-железо— Mo, а-железо— W (о. ц.к. решет­ки), а также у-железо — Cu, — р-железо—Al (г. ц. к. решет­ки). В этих системах образуются ограниченные твердые растворы, несмотря на однотипность решеток железа и ле­гирующего элемента.

Вторым необходимым условием образования твердых растворов является соблюдение «размерного фактора». При образовании неограниченных и ограниченных твердых растворов атомные радиусы[2] растворителя и растворенно­го элемента должны различаться не более чем на ±15-%.



Как показано И. И. Корниловым, неограниченные твердые растворы на основе железа и других тугоплавких металлов образуются, если это различие не более ±8%.

Следовательно, для твердых растворов на основе желе­за предельные колебания размерного фактора гме, нм (±8% для неограниченных и ±151% для ограниченных твердых растворов), будут характеризоваться данными, представленными ниже:

А-железо у-железо г.,

Me Fe

Неограниченный 0,114—0,134 0,117—0,137 0,92—1,08

Ограниченный . . 0,105—0,143 0,108—0,146 0,85—1,15

Примечание, г..

Me—атомный радиус легирующего элемента;

Гре— атомный раднус железа.

Как видно из представленных данных, атомные разме­ры никеля, кобальта, марганца, хрома и ванадия отлича­ются от атомных размеров изоморфных с ними модифика­ций железа не более чем на 8 %, эти элементы с железом дают неограниченные твердые растворы. Ограниченные твердые растворы с широкой областью гомогенности дают эти же элементы с неизоморфными модификациями железа. Молибден и вольфрам, которые имеют размерный фактор за пределами 8% (соответственно 10 и 11 %), образуютс обеими модификациями железа ограниченные растворы с широкой областью гомогенности. Элементы с атомным ра­диусом на пределе размерного фактора (титан, ниобий, тан­тал) образуют лишь ограниченные растворы с узкой обла­стью гомогенности или практически нерастворимы в желе­зе. Когда размерный фактор выходит за пределы 15 % (цирконий, гафний, свинец), элементы имеют незначитель­ную растворимость в железе.

Если размерный фактор находится в допустимых пределах и со­блюдается условие изоморфности решеток (например, система V"Желе­зо— Cu), значение предельной растворимости не всегда коррелирует с отклонением размеров атомов легирующего элемента от железа. В какой-то степени это может быть объяснено тем, что атомный раз­мер не является постоянной характеристикой элемента. Атомный радиус железа и легирующего элемента в стали и сплаве может отличаться от тех же параметров в чистых металлах, которые указаны на рис. 13.

Размеры атомов в твердых растворах характеризуются Эффек­тивным атомным радиусом. На с. 37 приведены значения эффективных атомных радиусов легирующих элементов в твердом рас­творе на основе а-железа.

Значения атомных радиусов «чистых» металлов (гМе по Гольд — шмидту при K= 8) и их эффективных атомных радиусов гМе в твердом растворе на основе а-железа представлены ниже:

Из приведенных данных видно; что в сплавах на основе а-железа эффективный атомный радиус на 2—5 % отличается от атомного радиу­са чистого металла. Чем более удален элемент от железа в периодиче­ской системе, тем больше эта разница. Эти отклонения могут внести определенные коррективы в размерный фактор.

Однако размерный фактор является необходимым, но недостаточным условием, определяющим образование твер­дого раствора замещения.

Значения предельной растворимости легирующих эле­ментов в железе зависят от взаимного расположения этих элементов в периодической системе. Наибольшую раствори­мость в железе имеют элементы, находящиеся в том же пе­риоде, что и железо, а также расположенные в наиболее близких к нему V—VIII группах. Как известно, по мере удаления от железа увеличивается различие в строении внешних d — и s-электронных оболочек d-переходных метал­лов, изменяется металлическая валентность и электрохими­ческие свойства элементов, т. е. обычно говорят, что изме­няется сродство кэлектрону. В свою очередь элек­тронное строение определяет и атомные размеры элементов. Поэтому как размерный фактор, так и сродство к элек­трону являются связанными между собой параметрами, оп­ределяющими растворимость элементов в железе.

Роль электронного строения компонентов при образова­нии твердых растворов на основе железа установлена дале­ко не однозначно, во всяком случае, электронная теория ог­раниченных твердых растворов в сплавах железа еще да­лека от подобной теории для твердых растворов на основе благородных металлов (электронные соединения на основе меди, серебра и золота). Роль сродства к электрону для твердых растворов в сплавах железа освещена в трудах В. К. Григоровича.

Cr

Mn

Со

Ni

0,125

0,128

0,123

0,122

0,128

0,128

0,127

0,128

0,003

0,003

0,004

0,006

2,4

2,3

3,2

4,9-

В знаменателе — в процентах.

Легирующий элемент. . rMe • • • •

Ti 0,142

V 0,133

Эфф rMe • • • •

0,136

0,129

Ъг*Ме • ‘ •

0,006 4,2

0,004 3,0

* В числителе — в нанометрах,

Необходимо также отметить, что все рассмотренные вы­ше закономерности образования твердых растворов на ба­зе железа установлены для двойных систем железо — леги­рующий элемент. В реальных сталях и сплавах образуют­ся многокомпонентные твердые растворы. Закономерности образования твердых растворов для конкретных многоком­понентных систем будут рассмотрены при изложении мате­риалов по соответствующим легированным сталям.

ТВЕРДЫЕ РАСТВОРЫ НА ОСНОВЕ ЖЕЛЕЗА

В сталях и сплавах возможны три случая растворимости: Компоненты практически не растворя-1 ются. При этом образуется гетерогенная смесь и каждый] элемент кристаллизуется в своей решетке (например, сви-| нецсодержащие стали повышенной обрабатываемости, см.! гл. XX, п. 5). Полной нерастворимости компонентов факти­чески нет. Так, в свинецсодержащих сталях максимальная растворимость свинца в у-железе при 1450°С составляет] 0,02%, а в а-железе при 8500C 0,0011%. Практически не] растворяются в а-железе сера, цирконий, гафний, тантал,] висмут. Системы, в которых максимальная растворимость элемента в железе менее 0,2 %, будем классифицировать как твердые растворы с незначительной растворимостью.

Компоненты имеют неограниченную пол­ную растворимость. В этом случае атомы разных элементов образуют общую кристаллическую решетку — непрерывный твердый раствор. Железо с легирующими эле­ментами образует непрерывные твердые растворы в систе­мах Fe—Cr; Fe—V (се-твердые растворы) и Fe—Mn: Fe— —Ni; Fe—Со (^-твердые растворы). Однако и в некоторых из этих сплавов при определенных концентрациях легиру­ющего элемента и температурах образуются промежуточ­ные фазы — интерметаллиды.

Компоненты ограниченно растворимы, т. е. на диаграмме состояния со стороны «чистого» элемен­та образуется ограниченный твердый раствор, имеющий кристаллическую решетку растворителя. Величина раство­римости будет различной в каждой системе, т. е. ограни­ченные твердые растворы будут иметь неодинаковую об­ласть гомогенности (концентрационные границы существо­вания твердого раствора).

В большинстве систем на основе железа образуются именно ограниченные твердые растворы. В зависимости от величины области гомогенности будем классифицировать такие растворы как ограниченные с широкой областью го­могенности (в железе растворяется более 2 % элемента) и с узкой областью гомогенности (от 0,2 до 21%).

Таким образом, по растворимости легирующих элемен­тов в железе твердые растворы подразделяют на непрерыв’ ные, ограниченные с широкой областью гомогенности, огра- ниченные с узкой областью гомогенности, с незначительной растворимостью.

Растворение легирующих элементов в железе может происходить по типу замещения и внедрения.

Вторая В ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЯХ

Как правило, в специальных сталях и сплавах легирующие; элементы, входящие в их состав, не являются самостоятель­ными компонентами, а образуют фазы. Такими фазами мо­гут быть твердые растворы и промежуточные фазы (карби­ды, нитриды, интерметаллиды и т. п.). Структура и свой­ства сталей определяются составом и строением фаз, их ра­спределением в структуре и взаимодействием между собой. Рассмотрим особенности фаз в легированных сталях.

ЭФФЕКТИВНОСТЬ ПРОИЗВОДСТВА И ПРИМЕНЕНИЯ ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ

В 1975 г. наша страна вышла на первое место в мире по объему производства стали. В настоящее время в СССР производится и применяется более 1000 марок легирован­ных сталей, при этом около 80 % всей производимой в СССР стали расходуется на производственно-эксплуатаци­онные нужды и 20|% на капитальное строительство. Глав­ным потребителем металла является машиностроение и ме­таллообработка (— 40 %). Среди машиностроительных ми­нистерств крупнейшими потребителями готового проката являются тракторное и сельскохозяйственное машинострое­ние (~26% от всего потребления в машиностроении), ав­томобильная промышленность (~22%), тяжелое и транс­портное машиностроение (~18%). Значительно меньшую металлоемкость имеют станкостроительная и инструмен тальная промышленность (•— 4,5 /о) > машиностроение дл: легкой и пищевой промышленности (~3°/о), приборостро ение (~1°/о).

В капитальном строительстве стальной прокат в основ ном используется на армирование железобетонных конст рукций и на производство сварных стальных конструкций Доля производства легированной стали в общем объем? выплавки составляет около одной четверти. При таких мае штабах производства и применения специальных стале{ особое значение приобретает рациональный выбор легиру ющих элементов по их стоимости и дефицитности и эконо­мическая эффективность использования легированных ста­лей в народном хозяйстве страны. Стоимость и дефицит­ность легирующих элементов в каждой стране различные и определяются природными запасами элемента, масштабами и технологией его промышленного производства и потреб­ления, конъюнктурой на мировом рынке.

Так, большие запасы марганца в нашей стране сделали его наиболее дешевым и широко используемым элементом в отечественной металлургии; наоборот, в США марганец в значительной доле импортируется и является одним — из наиболее дефицитных элементов. Также надо отметить, что в нашей стране благодаря огромным запасам и все увели­чивающемуся производству ванадий из числа наиболее де­фицитных элементов становится материалом, который все шире используется для легированных сталей самого раз­личного назначения, в том числе и для сталей массового производства. В настоящее время наиболее широко приме­няемые в нашей стране легирующие элементы можно под­разделить по степени дефицитности на относительно неде­фицитные— Mn, Si, Cr, Al, Ti, V, В и дефицитные — Nb, Mo, Cu, Pb, Ni, W, Та, Со. Особо дефицитными следует считать W, Ni, Со из-за большой потребности их для произ­водства сплавов специального назначения и прежде всего жаропрочных.

Из-за огромного разнообразия марок сталей по назна­чению факторы, определяющие технико-экономическую эф­фективность применения легированных сталей в народном хозяйстве, в каждом конкретном случае будут свои, одна­ко можно указать несколько общих факторов, определяю­щих техническую и экономическую целесообразность при­менения легированной стали.

На эффективность применения легированной стали для изготовления того или иного изделия и конструкции влияют следующие технико-экономические факторы: получение но­вых эксплуатационных и технологических свойств металла (например, коррозионная стойкость, жаропрочность, свари­ваемость, штампуемость и т. п.); обеспечение необходимой надежности и долговечности (хладостойкость, износостой­кость, сопротивление усталости и т. п.), уменьшение массы (веса); снижение расходов на изготовление, монтаж, транс­портирование и эксплуатацию.

При использовании легированной стали чаще всего име­ет место одновременное действие нескольких из перечислен­ных технико-экономических факторов.

Выбор той или иной марки стали для конкретного изде­лия или конструкции будет рациональным и экономически эффективным, если сталь при минимальном легировании обеспечивает требуемый уровень конструктивной прочности, а удорожание материала в результате легирования и из­менения технологии производства не будет превышать эко­номический эффект, достигаемый посредством перечислен­ных технико-экономических факторов.

Изложенные общие принципы экономически рационального выбора легированных сталей проиллюстрируем на двух конкретных примерах:

Низколегированные строительные стали. Эти стали обычно приме­няют взамен углеродистых строительйых сталей. Низколегированные стали типа 09Г2, 14Г2, 15ГФ, 09Г2ФБ, 16Г2А обеспечивают повышение предела текучести в 1,3—1,8 раза по сравнению с углеродистой сталью ВСтЗсп. Благодаря этому расход металла сокращается на 15—50 %. Однако себестоимость проката из низколегированных сталей на 10— 15% выше, чем из углеродистой стали: из-за расхода легирующих эле­ментов, большего удельного расхода слитков (на 40—50 кг/т) и повы­шенной трудоемкости производства. Из приведенных данных видно, ч>го себестоимость низколегированных сталей возрастает в меньшей степени, чем достигаемая экономия от уменьшения массы из-за увеличения проч­ности. Вследствие этого суммарный народнохозяйственный эффект от применения металлопродукции из низколегированных сталей взамен углеродистых достигает обычно порядка 20 руб/т. Однако не только этим обусловлена эффективность применения низколегированных ста­лей. Так, ряд низколегированных сталей (15ГФ, 09Г2ФБ, 16Г2АФ и др.) обеспечивает достижение новых свойств: снижение порога хладноломко­сти до —40—70 0C, т. е. уменьшение склонности стали к хрупким разру­шениям. Это делает возможным применение таких сталей в районах Сибири и Севера с низкими климатическими температурами, что обес­печивает высокую надежность и долговечность металлоконструкций (например, магистральных газопроводов). Строительство таких газо­проводов из углеродистых сталей практически невозможно из-за силь­ной склонности их к хрупким разрушениям при температуре —40 "С и ниже. Таким образом, эффективность применения низколегированных сталей определяется снижением массы конструкций, повышением их на­дежности и долговечности, снижением расходов на транспортирование металла, монтаж оборудования и конструкций и т. п.

Быстрорежущие стали. Объем производства этих сталей относи­тельно невелик, однако по цене эти стали относятся к наиболее дорогим из-за наличия в их составе высокого содержания весьма дефицитного и дорогого вольфрама (6—18 %), а также молибдена, кобальта, ванадия. В последние годы в связи с острой дефицитностью вольфрама наиболь­шее применение нашла сталь типа Р6М5 (6 % W, 5 % Mo), а производ­ство высоковольфрамовых сталей типа Р18 (18 % W) резко сократи­лось. Использование быстрорежущих сталей обеспечивает теплостой­кость инструмента прн температурах 620—6400C в зависимости от марки быстрорежущей стали. Другие легированные, а тем более угле­родистые, инструментальные стали не могут обеспечить такой тепло­стойкости инструмента. Поэтому для обеспечения красностойкости при €20 0C наиболее экономически эффективным будет применение сталей с 6 % W (Р6М5, Р6АМ5), а не с более высоким содержанием вольфра­ма (Р18, Р12). Для обеспечения красностойкости при 630 0C применяют более легированные стали Р6М5К5, Р9К5, Р12ФЗ и т. п.

Приведенные примеры показывают необходимость тщательного тех­нико-экономического анализа, обеспечивающего в каждом конкретном случае при выборе стали необходимые требования при минимальном и экономном легировании.

2. Примеси в стали

Согласно классификации Н. Т. Гудцова, примеси в стали подразделяют на постоянные (обыкновенные), случайные некрытые (вредные).

Постоянными примесями в стали являются марганец и кремний, которые как примеси имеются практически во всех промышленных сталях. Содержание марганца в конструк­ционных сталях обычно находится в пределах 0,3—0,8 % (если марганец не является легирующим элементом), в ин­струментальных сталях его содержание несколько меньше /q 15 0,40 %). Введение марганца как технологической до­бавки в таких количествах необходимо для перевода серы из сульфида железа в сульфид марганца. Кремний в хоро­шо раскисленных (спокойных) сталях обычно содержится в пределах 0,17—0,37 >%. В неполной мере раскисленных низкоуглеродистых (^0,2 % С) сталях его содержится меньше: в полуспокойных 0,05—0,017 %, в кипящих <0,07 %. В нержавеющих и жаропрочных, нелегированных кремни­ем сталях его может содержаться до 0,8 %.

Случайными примесями в стали могут быть практичес­ки любые элементы, случайно попавшие в сталь из скрапа, природно-легированной руды или раскислителей. Чаще все­го это Cr, Ni, Cu, Mo, W, Al, Ti и др. в количествах, ограни­ченных для примесей.

Скрытыми примесями в стали являются сера, фосфор, мышьяк и газы водород, азот и кислород. Однако в послед­нее время азот, серу, фосфор иногда используют в качестве легирующих добавок для обеспечения ряда особых свойств сталей. N

По марочному химическому составу стали можно опре­делить, какие элементы являются легирующими добавка­ми, а какие — примесями. Если в марочном химическом составе стали устанавливают нижний (не менее) и верх­ний (не более) пределы содержания в стали данного эле­мента, то он будет легирующим. Как правило, для приме­сей устанавливается только верхний предел содержания. Исключение составляют лишь Марганец и кремний, коли­чество которых регламентируется нижним и верхним пре­делом как для примесей, так и для легирующих добавок.

Вредные примеси: сера, фосфор и газы присутствуют’ практически во всех сталях и в зависимости от типа стали они могут оказывать на свойства различное влияние. Рас­смотрим их роль в стали.

Сера

При комнатной температуре растворимость серы в а-желе — зе практически отсутствует. Поэтому вся сера в стали свя­зана в сульфиды железа и марганца и частично в сульфи­ды легирующих элементов. С повышением температуры се­ра растворяется в а — и у-железе, хотя и незначительно, но До вполне определенных концентраций (0,02 % в а-железе при 913°С и 0,05 % S в v-дселезе при 1365°С). Поэтому сер­нистые включения могут видоизменяться при термической обработке стали.

Если сера связана в сульфид железа FeS при относи­тельно низких температурах горячей деформации стали вследствие расплавления эвтектики сульфида железа (988°С), наблюдается красноломкость стали. При более высоких температурах горячей пластической дефор­мации возможна горячеломкость стали, обусловлен­ная расплавлением находящегося по границам первичных зерен аустенита, собственно сульфида железа (1188 °С). Введение в сталь марганца в отношении Mn:S>8—10 приводит практически к полному связыванию серы в туго-

Рис. 9. Зависимость ударной вязкости нормализованной ста­ли типа 45 от содержания в ией серы (В. Кнорр)

O, iz о,/J 0,01 о, ог O1OJ

S, (по массе]

Рнс. 10. Зависимость ударной вязкости KCV (а) и температуры перехода Ту, (б) стали 08Г2МБ от содержания серы (Е. Н. Жукова) овМП а:

Эффекта или сульфидного парадокса (рис. 10). Оно объясняется тем, что повышение содержания се­ры снижает ударную вязкость на поперечных образцах с острым надрезом (KCV), т. е. сопротивление стали вязко­му разрушению (рис. 10,а). Увеличение прочности стали приводит к более существенному влиянию серы на сниже­ние вязкости. Наиболее интенсивно понижается сопротив­ление вязкому разрушению при содержаниях серы до 0,010%. В то же время влияние серы на температуру пе­рехода из вязкого в хрупкое состояние, определяемое по наличию 50 % вязкой составляющей в изломе ударных об­разцов— T5о, т. е. на сопротивление стали хрупкому разру­шению, имеет экстремальный характер. Как показывают данные, представленные на рис. 10,6, наиболее склонна к хрупкому разрушению сталь при концентрации серы ~0,010%. При меньших и больших концентрациях серы температура перехода T50 понижается. Экстремальное со­держание серы в различных сталях может быть разным. Таким образом, сульфидный эффект заключается в повы­шении сопротивления стали хрупкому разрушению при од­новременном уменьшении сопротивления вязкому разруше­нию с увеличением содержания серы выше определенного предела. Можно полагать, что сульфидный эффект обуслов­лен различным взаимодействием движущейся трещины с сульфидами в зависимости от вязкости матрицы.

В жаропрочных аустенитных сталях повышение содер­жания серы заметно уменьшает пределы ползучести и дли­тельной прочности, т. е. S снижает жаропрочные свойства.

Фосфор

Растворимость фосфора в а — и у-железе значительно выше, чем содержание фосфора в стали, как примеси. Поэтому фосфор в стали целиком находится в твердом растворе, и его влияние на свойства сказывается посредством измене­ния свойств феррцта и аустенита. Вредное действие фосфо­ра на свойства может усугубляться из-за сильной склонно­сти его к ликвации (степень ликвации достигает 2—3).

Действие фосфора на свойства феррита проявляется в его упрочняющем влиянии и особенно в усилении хладно­ломкости стали, т. е. повышении температуры перехода из вязкого в хрупкое состояние (рис. 11). \

Фосфор относится к сильным упрочнителям (см. гл. IV, п — 4). Несмотря на то что содержание его в стали обычно

Не превышает 0,030—0,040 %, он увеличивает предел теку­чести феррита на 20—30 МПа. В то же время увеличение содержания фосфора В пределах сотых долей процента мо­жет вызывать повышение порога хладноломкости на не-

•м

?,% (по массе)

Рис. 11. Влияние фосфора на Oa и ат (М. С. Михалев, М. И. Гольдштейи) и ударную вязкость KCU (А. П. Гуляев) низкоуглероднстой феррнто-перлнтной стали (0,2 % С, 1 % Mn)

Сколько десятков градусов ( ~ 20—25 cC на 0,01 % Р) бла­годаря сильному уменьшению работы распространения тре­щины.

В конструкционных улучшаемых сталях фосфор ответ­ственен за проявление обратимой отпускной хрупкости (см.

Гл. IX, п. 6). В этом случае’ влияние его на порог хладно­ломкости особенно сильно (0,010 % P повышает темпера­туру перехода на ~40°С).

Аналогично фосфор влияет на порог хладноломкости аус — тенитных марганцовистых ста­лей, при этом его вредное вли­яние проявляется менее, резко (рис. 12). Влияние фосфора в допустимых пределах на меха­нические и жаропрочные свой­ства хромоникелевых аустенит — ных нержавеющих и жаропроч­ных сталей заметно не прояв­ляется.

Рнс. 12. Влияние фосфора на порог хладноломкости Tso аусте — нитной марганцовистой стали г 110Г13 (А. П. Гуляев):

1 — литая; 2 — кованая

В сталях, выплавленных на базе керченских руд, содер­жится мышьяк. Его влияние на свойства стали аналогично фосфору, но вредное действие мышьяка значительно сла­бее, чем фосфора. Поэтому в качественной стали такого производства допускается до 0,08 % As.

Газы в стали

R сталях в определенных количествах обычно присутствуют водород, ислород, азот. Содержание их в сталях зависит прежде всего от спо­соба выплавки. Примерное содержание, %, газов в стали при разных способах выплавки по данным А. П. Гуляева:

Электропечной Мартеновский Кислородно-

Основной конверторный


Водород • • • Кислород • • • Азот. . . •

. 0,0004—0,0006 0,002—0,004 0,007—0,010

0,0003—0,0007 0,005—0,008 0,004—0,006 0,0001—0,0008 0,005—0,003 0,002—0,005


Водород может входить в состав твердого раствора стали и выде­ляться в газообразном состоянии, скапливаясь в порах металла, при этом в стали образуются флокены. Кислород обычно связан в неметал­лические включения. Азот отрицательно влияет на свойства стали, если он находится в твердом растворе или образует нитриды железа, вызы­вая старение стали. Положительное влияние азота на свойства стали проявляется при связывании его в прочные нитриды AlN, VN1 NbN или карбонитриды V (С, N), Nb (С, N) и др., что используется в сталях с карбоннтридным упрочнением. Кроме того, азот широко используется в качестве аустеннтообразующего элемента в коррозионностойкнх и жаропрочных сталях.

В заключение необходимо отметить, что борьбу с вредными при­месями в стали в основном проводят при выплавке стали. Уменьшение содержания вредных примесей в стали требует зачастую немалых за­трат для осуществления определенных технологических приемов и при­менения специальных методов выплавки.

I. Неметаллические включения

К неметаллическим включениям относятся химические сое-1 динения, образовавшиеся в стали в процессе ее производ­ства— выплавки и разливки. Неметаллические включения являются важнейшим фактором, характеризующим «метал — лургйческое» качество стали. Они существенно влияют на качество и свойства стальных изделий, их эксплуатацион­ные характеристики в зависимости от природы, количест­ва, формы, размера и характера распределения.

Согласно классификации, предложенной А. А. Байко­вым, все неметаллические включения по природе их проис­хождения можно разделить на два вида:

1. Эндогенные неметаллические включения—соедине­ния, образовавшиеся в стали в результате химических ре­акций, протекающих в процессе ее выплавки, раскисления и разливки, и вследствие изменения растворимости приме-’ сей в процессе кристаллизации слитка.

2. Экзогенные неметаллические включения — частицы’ различных соединений, попавшие в жидкую сталь или в слиток извне, т. е. из шихтовых материалов, огнеупорной футеровки сталеплавильных агрегатов и устройств и т. п.

Указанные неметаллические включения могут взаимо­действовать между собой, образуя комплексные соедине­ния.

Количество включений и особенно их размер в различ­ных сталях и отдельных плавках могут сильно колебаться: объемная доля их обычно находится в пределах 0,01-^-. 0,1 %, а размер от IO-5 до 10 мм и более. Однако основная масса неметаллических включений в стали имеет размер более Ю-3 мм. Экзогенные включения почти всегда значи­тельно крупнее эндогенных и их размер практически неог­раничен.

Размеры неметаллических включений и их количество в стали должны соответствовать ГОСТ 1178—75 «Металлографические методы определения неметаллических включений». Загрязненность стали неме­таллическими включениями определяют путем сравнения с эталонными шкалами или подсчетом числа и объемной доли включений в деформи­рованном и литом металле.

Автоматизированный подсчет числа и дисперсии распределения не­металлических включений по размерам осуществляют на количествен­ных металлографических микроскопах типа «Kwantimet» или «Epi — kwant». Фазовый состав их определяют металлографическим, петрогра­фическим, рентгеиоструктурным и электронографическим методами, а химический состав — химическим анализом’ выделенного осадка и ло­кальным рентгеноспектральным методом. Наиболее эффективны микро­анализаторы типа «Comebaks», позволяющие определить фазовый и хи­мический состав неметаллических включений размером от 0,5—1,0 мкм 2* 19

Классификация неметаллических включений по соста­ву условна, так как во многих случаях включения являют­ся комплексными и состоят из нескольких типов химиче­ских соединений. В соответствии с ГОСТ 1778—75 неметал­лические включения подразделяют на кислородные (оксиды и силикаты), сульфиды и нитриды.

Кислородные включения наиболее многочисленны. Боль­шинство этих включений являются продуктами раскисле­ния стали. Они могут быть и экзогенными (частицы огне­упоров). М. И. Виноград разделяет их на четыре вида:

1. Простые окислы: Al2O3—окись алюминия (ко­рунд, глинозем); SiO2 — двуокись кремния (кварц, кремне­зем); FeO — закись железа: Fe2O3 — окись железа; TiO2— двуокись титана; Cr2O3 — окись хрома и др.

2. Сложные окислы (шпинели): FeO-MnO — закись железа и марганца; FeO-Cr2O3—хромиты; FeO — - V2O5—ванадиты; FeO-Ti2O5—ильменит; FeO-Al2O3- герцинит; MgO-Al2O3 — магнезиальная шпинель; CaO — - Al2O3— алюминат кальция.

3. Силикаты и алюмосиликаты (кристал­лические): 2FeO-SiO2 — силикат железа (файялит); 2MnO — SiO2—силикат марганца (тефроит): mCaO-ZiSiO2— марганца; 3Al203-2Si02—алюмосиликат муллит; Al2O3- — SiO2— алюмосиликат силлиманит.

4. Стекла. Не имеют кристаллического строения. Обычно в их составе содержится кремнезем. Наиболее ча­сто встречаются кварцевое стекло, силикатные стекла с примесью окислов алюминия, марганца, хрома и др.

Различные типы кислородных неметаллических включе­ний приведены на рис. 6.

Сульфидные включения образуются при затвердевании стали вследствие того, что растворимость серы в жидкой фазе значительно выше, чем в твердом растворе.

В сталях в основном образуются сульфиды железа и марганца — FeS и MnS. Сульфид железа FeS имеет тем­пературу плавления 1188°С, однако в стали он образует легкоплавкую эвтектику (988 °С). Сульфид марганца MnS имеет температуру плавления 1620°С, т. е. выше темпера­туры плавления стали.

Из-за того, что сера имеет большее сродство к марган­цу, чем к железу, в сталях при наличии определенного со­держания марганца предпочтительнее образуется сульфид марганца или комплексный сульфид (Mn, Fe)S, имеющий состав: 60—62 % Mn; 34—35 % S и 2—31% Fe.

Легирующие элементы также могут образовывать суль­фиды в стали. Никель и кобальт образуют легкоплавкие нестойкие сульфиды, а сульфиды хрома, циркония, титана, ниобия, ванадия более тугоплавки.

Г

Кристаллизация сульфидов в стали зачастую происхо­дит на подложках окислов, при этом комплексные вклю­чения называются оксисульфвдами (например, FeO-MnS; FeO-SiO2-MnS). Некоторые сульфидные включения в го­рячекатаной стали показаны на рис. 6, д, е.

F

•i ‘

6′ Кислородные (а—г) и сульфидные (д, е) неметаллические включения в Деформированной стали:

Глинозем, х 100; б — силикаты пластичные, X100; а — силикаты хрупкие, Х500; г —сложные окислы, Х500; д — сульфиды, хЮО; е — оксисульфиды, х500

Нитриды можно отнести к неметаллическим включени­ям лишь условно, да и то в ограниченных случаях. Будем относить их к ним только в том случае, когда они являются продуктом соединения остаточного азота в стали (менее 0,008%) с нитридообразующими элементами (прежде все­го с титаном и алюминием), попавшими в сталь случайно в небольших количествах (до 0,02—0,03%) либо введенных в сталь с раскислителями. Нитриды нельзя считать неме­таллическими включениями в тех случаях, когда нитридо — образующие элементы (Ti, Zr, V, Nb, Al и др.) вводят в сталь как легирующие добавки, либо совместно с ними вво­дится в сталь повышенное, в сравнении с остаточным, со­держание азота (более 0,01 %), а образующиеся при этом нитриды и карбонитриды придают стали специальные свой­ства. Такие нитриды следует рассматривать как промежу­точные соединения, являющиеся фазовыми составляющими стали, взаимодействующими с твердым раствором (а — и у- железа) при термической обработке.

Состав включений, нх фазовый состав определяют деформируемость включений при горячей пластической деформации стали (рис. 7). Вели­чина V характеризует степень деформации включений и представляет определенную долю от степени деформации слитка. При v= 1 включе­ния деформируются в той же степени, как н сталь.

Температура горячей прокатки, 0C Длина н. в., мм

Рис. 7. Деформируемость (а) и изменение размеров (б) неметаллических включе­ний (и. в.) при горячей пластической деформации (М. А. Штремель)

Из приведенных данных видно (рис. 7, а), что наиболее легко де­формируются сульфиды MnS. Силикаты марганца начинают деформиро­ваться прн более низкой температуре, чем силикаты железа и кальция. При температурах горячей прокатки (1000—1300 °С) эти силикатные включения пластичны и имеют степень деформации V=I в отличие от двуокиси кремния, включения которой практически не деформируются при этих температурах. Не деформируются при горячей прокатке также включения на основе окисн алюминия — А120з — Однако такие недефор — мируемые включения при прокатке могут дробиться и. вытягиваются в строчки. Пластичные же включения при горячей прокатке удлиняются

6) и толщина их заметно уменьшается, по сравнению с литым аллом На рис. 7, б приведена диаграмма, характеризующая измене — ^p толшины и длины пластичных неметаллических включений (н. в) при гппячей прокатке слнтка на лист и проволоку. Стрелки на диаграмме Указывают примерное изменение размеров неметаллических включений L слитка до соответствующего проката.

Механизм воздействия неметаллических включении на свойства ста­ли обоснован и обобщен в работах М. А. Штремеля, которые кратко

¦излагаются ннже.

Различные виды разрушения обусловлены наличием включении раз­ного размера. При хрупком разрушении неметаллические включения

Опасны лишь как первичный очаг, когда нх размер d>d„p= (n/2(/Cic/crT)J,

Где Kic — критерий хрупкого разрушения, O1— предел текучести стали.

Проведенная оценка D показала, что даже для высокопрочных ста­лей dKр=2 мм, т. е. хрупкое разрушение могут вызвать лишь крупные экзогенные включения. В отли­чие от хрупкого вязкое разру­шение практически всегда кон­тролируется включениями. На дне ямок, характеризующих вязкий излом стали, практиче­ски всегда имеются неметалли­ческие включения (ими могут быть также карбиды, ннтрнды), размер которых не превышает 0,05—0,5 мкм. Этн включения определяют работу распростра­нения вязкого излома, тогда как более крупные включения (несколько мкм) обусловлива­ют стадию зарождения вязко­го излома. Неравномерность распределения неметалличес­ких включений уменьшает энергоемкость вязкого разру­шения, т. е — размер ямок увели­чивается.

Рис. 8. Ферритная полосчатость в го­рячекатаной стали, обусловленная строчками сульфидов, XlOO

Неметаллические включе­ния увеличивают анизотропию механических свойств дефор­мированной стали, особенно показатели пластичности — относительное сужение и удлинение. Этн свойства в направлении поперек прокатки могут быть в 1,5—3,0 раза ннже, чем в направлении вдоль про­катки. На поперечных образцах неметаллические включения мо­гут обусловливать появление так называемого шиферного (древовид­ного) излома. Особенно опасны неметаллические включения при испы­тании механических свойств по толщине листа — снижается не только пластичность стали, но и ее прочность. Необходимо отметить большую роль неметаллических включений в усталостной прочности стали. Неме­таллические включения, выходящие на поверхность изделия или залега­ющие вблизи нее, могут стать очагом усталостной трещины. Поэтому решающее влияние неметаллические включения оказывают на «контакт­ную» усталость, а именно выкрашивание трущихся поверхностей (ша­рикоподшипники, головкн рельсов, цементованные зубья шестерен ДР ). В то же время равноосные неметаллические включения, находя­щиеся в глубине изделия, не оказывают влияния на усталость стали, так как усталостная трещина, зародившаяся иа крупном дефекте, дви­гается в глубь металла широким фронтом.

Концентрация напряжений при упругой деформации зависит от упругих свойств самих неметаллических включений. Чем больше их мо­дуль упругости, тем выше напряжения около них. Поэтому наибольшие напряжения создаются около прочных иедеформируемых включений ти­па А120з и SiO2. Острые ребра жестких включений также будут усили­вать концентрацию около них остаточных напряжений.

Пластичные силикаты и сульфиды в горячекатаной стали усилива­ют ферритиую полосчатость (рис. 8). Такое действие силикатов обу­словлено тем, что нити этнх неметаллических включений, образовавших­ся при кристаллизации жидкой стали, обогащают прилегающий металл шириной до 10 мкм кремнием благодаря диффузии его в металл при высоких температурах, вследствие чего повышается термодинамическая активность углерода и ои вытесняется из этого слоя, облегчая образо­вание в нем феррита. В случае возникновения в деформированной стали строчек сульфида марганца в результате выделения его нз твердого раствора прилегающие к ним участки металла соединяются марганцем, устойчивость переохлажденного аустенита в нем понижается и прн охлаждении в них образуется избыточный феррит. Нормализация стали практически не изменяет ферритную полосчатость, обусловленную сили­катами, и уменьшает полосчатость, причиной которой являются суль­фиды.

Некоторые неметаллические включения могут существенно влиять на рост зерна аустеннта, устойчивость переохлажденного аустенита при у->а-превращеннн.

Следует отметить, что повышение конструктивной прочносгн сталь, ных изделий не всегда коррелирует с уменьшением числа и размера не­металлических включений в стали. Имеются исследования, в которых показана положительная роль неметаллических включений определен­ного состава н морфологнн в достижении заданного комплекса механи­ческих, технологических и эксплуатационных свойств ряда сталей н из­делий из них.

В настоящее время в металлургии широко используют различные технологические процессы н способы производства стали, в результате которых достигается существенное уменьшение загрязненности металла неметаллическими включениями, и становится возможным регулирова­ние нх состава, размера и характера распределения. К таким процессам и способам относятся: рафинирующие переплавы (электрошлаковый, вакуумно-дуговой), вакуумная индукционная плавка, внепечная обра­ботка стали синтетическими шлаками, вакуумнрование в ковше и др.

МЕТАЛЛУРГИЧЕСКОЕ КАЧЕСТВО СТАЛЕЙ

Качество специальных сталей определяется технологией производства, содержанием примесей и неметаллических включений, макроструктурой и т. д. Не рассматривая тех­нологические факторы выплавки, разливки и прокатки ста­ли, рассмотрим наиболее значимые металловедческие фак­торы металлургического качества стали.