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.

4. Классификация сталей

В настоящее время нет единой классификации специаль­ных сталей. Существует много признаков, по которым клас­сифицируют стали, но зачастую и они не могут быть од­нозначными для большого числа марок сталей.

Рассмотрим классификацию сталей по наиболее общим признакам.

По химическому составу стали и сплавы черных метал­лов условно подразделяют на углеродистые (нелегирован­ные) стали, низколегированные стали, легированные стали, высоколегированные стали, сплавы на основе железа.

Углеродистые стали не содержат специально введенных легирующих элементов. Их количество в этих сталях должно быть в пределах, регламентированных для примесей соответствующими ГОСТами.

В низколегированных сталях суммарное со­держание легирующих элементов должно быть не более 2,5 % (кроме углерода), в легированных — от 2,5 до 10 %, в высоколегированных — более 10 % при содержании в них железа не менее 45 %.

Сплавы на основе железа содержат железа менее 45 % v но его количество больше, чем любого другого легирующего элемента.

В зависимости от наличия тех или иных легирующих элементов стали называют марганцовистыми, кремнисты­ми, хромистыми, никелевыми, а также хромоникелевыми, хромомарганцовистыми, хромокремнистыми, хромована- диевыми, никельмолибденовыми, хромоникельмолибдено – выми, хромомолибденованадиевыми, хромокремнемарган – цовоникелевыми и т. п.

По назначению специальные стали подразделяют на конструкционные, инструментальные, стали с особыми фи­зическими свойствами.

Конструкционной сталью называется сталь, применяе­мая для изготовления различных деталей машин, механиз­мов и конструкций в машиностроении и строительстве и обладающая определенными механическими, физическими и химическими свойствами.

Конструкционные стали подразделяют на строитель­ные, машиностроительные и стали и спла­вы с особыми свойствами — теплоустойчивые, жаропрочные, жаростойкие, коррозионностойкие.

Инструментальной сталью называется сталь, применяе­мая для обработки материалов резанием или давлением и обладающая высокой твердостью, прочностью, износостой-‘ костью и рядом других свойств.

Инструментальные стали подразделяют на стали для режущего инструмента, штамповые стали и стали для измерительного инструмента.

Внутри указанной классификации существуют более уз­кие подразделения сталей как по назначению, так и по свойствам.

Классификация сталей по структуре в значительной сте­пени условна.

По структуре сталей в равновесном состоянии их делят на доэвтектоидные, эвтектоидные, заэвтек – т о и д н ы е.

Легирующие элементы изменяют содержание углерода в эвтектоиде по отношению к его положению в углеродис­той стали (см. гл. I, п. 2). Поэтому в зависимости от соче­тания легирующих элементов положение эвтектоидной точ­ки может быть при разном содержании углерода.

Другим условным структурным признаком, по которому классифицируют стали, является основная структура, по­лученная при охлаждении на воздухе образцов небольших сечений после высокотемпературного нагрева 900 0C). При этом в зависимости от структуры стали подразделяют. на перлитные, бейнитные, мартенситные, ледебуритные, ферритные и аустеиитные.

Перлитные и бейнитные стали чаще всего бывают угле­родистыми и низколегированными, мартенситные — легиро­ванными и высоколегированными, а ферритные и аустеиит­ные, как правило, высоколегированные. Однако такая связь между структурой и легированностью стали далеко неод­нозначна. Наряду с перечисленными могут быть смешан­ные структурные классы: феррито-перлитный,.фер – рито-мартенситный, аустенито-ферритный, аустенито-мартенситный. Такая классификация применяется при наличии не менее 10 % феррита (как вто­рой структуры).

По качеству стали подразделяют на стали обыкно­венного качества, качественные, высокока­чественные, особое ысококачественны е.

Главными качественными признаками стали являются более жесткие требования по химическому составу и преж­де всего по содержанию вред1шх примесей, таких как фос­фора и серы. Ниже приведено предельное содержание фос­фора и серы, % (не более), в сталях разной категории ка­чества:

Р s

Обыкновенного качества.

Качественная…………………….

Высококачественная. . Особое ысококачественная

TOC \o "1-3" \h \z. 0,040 0,050

. 0,035 0,035

0,025 0,025

, 0,025 0,015

Категория обыкновенного качества может относиться j только к углеродистым сталям. Все остальные категории качества могут относиться к любым по степени легирова­ния сталям. j

Наряду с приведенными классификациями по общим ; признакам, относящимся к разным сталям, существуют бо – , лее частные классификации определенных групп сталей, которые будут рассмотрены в соответствующих частях.

5. Маркировка сталей

В СССР принята буквенно-цифровая система обозначения марок сталей и сплавов.

Углеродистые конструкционные качест­венные стали обозначают двухзначным числом, ука­зывающим среднее содержание углерода в сотых долях процента (например, 05; 08; 10; 15; 20; 25…80; 85).

Для сталей, полностью не раскисленных (при С< <0,20 %), в обозначение добавляются индексы: кп — кипя­щая сталь, пс — полуспокойная сталь (например, 15кп, 20пс). Для спокойных сталей индекс не указывается. Угле­родистые инструментальные стали обозначают буквой «У» и следующей за ней цифрой, указывающей среднее содер­жание углерода в десятых долях процента (например, У7; У8; У9; У10; У11; У12; У13).

В легированных сталях основные легирующие элемен­ты обозначают буквами: А — азот, К — кобальт, T — титан, Б — ниобий, В — вольфрам, Г — марганец, Д — медь, E — селен, M — молибден, H — никель, П — фосфор, P — бор, С — кремний,"Ф — ванадий, X — хром, Ц — цирконий, Ю — алюминий.

Цифры после буквы в обозначении марки стали пока­зывают примерное количество того или иного элемента, ок­ругленное до целого числа. При среднем содержании леги­рующего элемента до 1,5 % цифру за буквенным индексом не приводят. Содержание углерода указывается в начале марки в сотых (конструкционные стали) или десятых (ин­струментальные стали) долях процента.

Так, конструкционная сталь, содержащая 0,42^ 0,50% С; 0,5—0,8 % Mn; 0,8—1,0 % Cr; 1,3—1,8 % Ni; 0,2—0,3 i% Mo и 0,10—0,18% V, обозначается маркой 45ХН2МФ. Инструментальная сталь (штамповая) состава: 0,32—0,40 % С; 0,80—1,20 % Si; 0,15—0,40 % Mn; 4,5— 5,5 % Cr; 1,20—1,50 % Mo и 0,3—0,5 % V обозначается 4Х5МФС.

Если содержание углерода в инструментальных легиро­ванных сталях 1 % и более, то цифру в начале марки иног­да вообще не ставят (например, X, ХВГ).

Буква «А» в конце марки указывает, что сталь относит­ся к категории высококачественной (ЗОХГСА), если та же буква в середине марки — то сталь легированна азотом (16Г2АФ), а в начале марки буква «А» указывает на то, что сталь автоматная повышенной обрабатываемости (А35Г2). Индекс «АС» в начале марки указывает, что сталь автоматная со свинцом (АС35Г2).

Особовысококачественная сталь обозначается, добавле­нием через дефис в конце марки буквы «Ш» (ЗОХГС-Ш или ЗОХГСА-Ш).

Сталь, не содержащая в конце марки букв «А» или «Ш», относится к категории качественных (ЗОХГС).

В марках быстрорежущих сталей вначале приводят букву «Р», за ней следует цифра, указывающая содержа­ние вольфрама. Во всех быстрорежущих сталях содержит­ся около 4 % Cr, поэтому в обозначении марки буквы «X» нет. Ванадий, содержание которого в различных марках колеблется в пределах от 1 до 5 %, обозначается в марке, если его среднее содержание 2,0 % и более. Так как содер­жание углерода в быстрорежущих сталях пропорциональ­но количеству ванадия, то содержание углерода в марки­ровке стали не указывается. Если в быстрорежущих сталях содержится молибден или кобальт, количество указывает­ся в марке.

Например, сталь состава: 0,7—0,8 % С; 3,8—4,4 % Cr; 17,0—18,5% W; 1,0—1,4 % V обозначается маркой Р18, а сталь: 0,95—1,05 % С; 3,8—4,4% Cr; 5,5—6% W; 4,6— 5,2 % Mo; 1,8—2,4 % V и 7,5—8,5 % Со обозначается Р6М5Ф2К8.

Высоколегированные стали сложного состава иногда обозначают упрощенно по порядковому номеру разработки и освоения стали на металлургическом заводе. Перед номе­ром стали ставят индексы «ЭИ», «ЭП» (завод «Электро­сталь»),

Например, упомянутая быстрорежущая сталь Р6М5Ф2К8 упрощенно обозначается ЭП658, а жаропрочная 37Х12Н8Г8МФБ — ЭИ481.

17

Маркировка марок жаропрочных и жаростойких спла­вов на железоникелевой и никелевой основах состоит только из буквенных обозначений элементов, за исключением ни­келя, после которого указывается цифра, обозначающая его среднее содержание в процентах.

2—970

Например, сплав состава: 0,12 % С; 14,0—16,0 % Cr; 34,0—38,0 % Ni; 1,1—1,5 % Ti; 2,8—3,5 % W; остальное Fe обозначается ХН35ВТ (ЭИ612), а сплав: <0,07 % С; 19,0—22,0 % Cr; 2,4—2,8 % Ti; 0,6—1,0 % Al; <4,0 % Fe; остальное —Ni обозначается ХН77ТЮР (ЭИ437).

Принятая в СССР система маркировки наглядна и прос­та. В других странах применяют другие принципы обозна­чения сталей.

Так, буквенно-цифровая система используется в ВНР, ВНР, ПНР, ГДР, ФРГ, Италии, Франции и других стра­нах. В ряде стран применяют цифровое обозначение ма­рок сталей. Ниже приведено обозначение одних и тех же по составу сталей в разных странах:

СССР

ЧССР

ГДР

ФРГ

10

12010

Cio

СкЮ

50ХФ

15260

50CrV4

50CrV4

У8

19152

C80W1

C85W2

Р18

N9825

X72WCrV1865

В18

12X13

17021

X10Crl3

X10Crl3

12Х18Н9

17241

X12CrNil8-8

Zl2CrNil8-i

Франция

США

Япония

XClO

1010

S9CK

50CV4

6150

SUP5

ХС80

W1-0,8C

SK5

Z80W18

Tl

SKH2

Z12C13

410

SECI

Z12CN18-8

302

SEC7

– В капиталистических странах зачастую фирмы присва­ивают сталям рекламные обозначения [например, Welten 80 (свариваемая), Corten (стойкая к атмосферной коррозии) и др.].

3. Влияние легирующих элементов на критические точки стали

Легирующие элементы значительно влияют на критиче­ские точки в сталях. В частности, они могут интенсивно смещать точку Aci в стали. Подобное влияние легирующих элементов связано с двумя факторами.

Как известно, критическая температура Aci в углеро­дистой стали отвечает превращению эвтектоидной смеси перлита а + РезС в аустенит путем фазового перехода a-vy, диссоциации карбида и растворения углерода в – у-же – лезе. С одной стороны, легирующие элементы изменяют

По Si W

Рис. 4. Влияние легирования Рис. 5. Влияние легирования на содержание иа положение точки Aci в ста – углерода в эвтектонде (Cs) ли

0 2 T 6 8 10 Легирующий элемент,,%

О Z Ч 6 8 10

Легирующий элемент, %

Температуру a-vy-превращения для феррита, входящего в состав эвтектоида (перлита), и, с другой стороны, влияют на температуру диссоциации эвтектоидных карбидов и по­следующего растворения углерода и легирующих элемен­тов в у-железе.

Как правило, карбидообразующие элементы повышают температуру диссоциации карбидов, и если при этом они также повышают температуру a-vy-превращения, то влия­ние их на точку Ас\ особенно сильно (рис. 4).

Некарбидообразующие элементы, растворяясь в цемен­тите, несколько понижают температуру диссоциации кар­бида. При этом никель и марганец понижают температуру

«-^-перехода и, следовательно, снижают точку Aci. Свое­образно влияние хрома на точку Ac1. Хром до 12—131% сравнительно слабо повышает точку Acu а при содержа­нии его более 14 % наблюдается резкое повышение темпе­ратуры Aci. Подобное влияние объясняется тем, что при со­держании до 12—13 % хром понижает температуру а-+у- перехода, и наблюдаемое при этих содержаниях хрома по­вышение точки Aci обусловлено более сильцым влиянием повышенных температур диссоциации эвтектоидных карби­дов.

Закономерности влияния элементов на критические точ­ки в основном сохраняются и в сталях, содержащих одно­временно несколько легирующих элементов.

Легирующие элементы значительно влияют и на поло­жение эвтектоидной точки S и предельную концентрацию углерода в аустените (точку Е). Некарбидообразующие элементы (никель, кобальт, кремний), растворяясь в фер­рите и замещая часть атомов железа в его решетке, тем самым уменьшают содержание железа в эвтектоиде и сме­щают точку 5 в сторону меньших содержаний углерода (рис. 5). Аналогично влияют и карбидообразующие эле­менты, которые в большом количестве растворяются в фер­рите, карбиды которых участвуют в образовании эвтектои – да (например, Mn и Cr). Такие элементы, как Mo и W, сначала уменьшают, а затем увеличивают содержание уг­лерода в эвтектоиде. Имеются сведения, что сильные кар­бидообразующие элементы Ti, Nb и V, незначительно раст­воряющиеся в феррите и образующие стойкие карбиды, ко­торые не участвуют в образовании эвтектоида, уменьшают количество эвтектоида в стали и увеличивают содержание углерода в эвтектоиде, т. е. смещают точку 5 в сторону больших концентраций углерода. В то же время, если Ti, Nb и V растворены в аустените, то они снижают содержа­ние углерода в эвтектоиде (рис. 5).

Большинство легирующих элементов понижает предел растворимости углерода в у-железе и, следовательно, сме­щает точку E на диаграмме Fe-Fe3C в сторону меньших концентраций углерода.