Различные объемы элементарных сфер в ОЦК и ГЦК решетках и предопределили значительно большую растворимость углерода в -железе по сравнению с растворимостью в -железе. Аустенит обладает высокой пластичностью, низкими пределами текучести и прочности. Микроструктура аустенита -- полиэдрические зерна (рис. 82, в).

Цементит (Ц) -- это химическое соединение железа с углеродом -- карбид железа Fe3C В цементите содержится 6,67 % С Цементит имеет сложную ромбическую решетку с плотной упаковкой атомов. Температура плавления цементита точно не определена в связи с возможностью его распада. До температуры 210 °С, обозначаемой A0, цементит ферромагнитен. К характерным особенностям цементита относятся высокая твердость 1000 HV и очень малая пластичность. Цементит является метастабильной фазой. В условиях равновесия в сплавах с высоким содержанием углерода образуется графит.

Графит имеет гексагональную слоистую кристаллическую решетку. Межатомные расстояния в решетке небольшие и составляют 0,142 нм, расстояние между плоскостями равно 0,340 нм. Графит мягок, обладает низкой прочностью и электрической проводимостью.

В сплавах Fe--С существуют две высокоуглеродистые фазы: метастабильная-- цементит и стабильная--графит. Поэтому различают две диаграммы состояния -- метастабильную Fe-- Fe3C и стабильную Fe--С (графит).

20. Диаграмма состояния железо -- цементит (метастабильное равновесие)

Диаграмма состояния железо - углерод (цементит) приведена на рис. 3. Она показывает фазовый состав и структуру сплавов с концентрацией от чистого железа до цементита (6,67% С).

Система Fe - Fe3С метастабильная. Образование цементита вместо графита дает меньший выигрыш свободной энергии, однако кинетическое образование карбида железа более вероятно.

На диаграмме Fe - Fe3С точка А (1539°С) отвечает температуре плавления железа, а точка D (~1550 С) - температуре плавления цементита. Точки N (1392°С) и G (910°С) соответствует полиморфному превращению б-г.

Характерным точкам диаграммы состояния Fe - Fe3С (см. рис. 3) соответствуют следующие концентрации углерода (% по массе): В - 0,51 % С в жидкой фазе, находящейся в равновесии с д-ферритом и аустенитом при перитектической температуре 1499°С; Н - 0,1% С (предельное содержание в д-феррите при 1499°С); J - 0,16% С - в аустените при перитектической температуре 1499°С; Е - 2,14% С (предельное содержание в аустените при эвтектической температуре 1147°С); S - 0,8% С в аустените при эвтектоид-ной температуре 727°С; Р - 0,02% С (предельное содержание в феррите при эвтектоидной температуре 727°С).

Кристаллизация сплавов Fe - Fe3С. Линия АВ (линия ликвидус) показывает температуру начала кристаллизации д-феррита (Ф) из жидкого

(Ж); ВС (линия ликвидус) соответствует температуре начала кристаллизации аустенита (А) из жидкого сплава; CD (линия ликвидус) соответствует температуре начала кристаллизации первичного цементита (Fe3С) из жидкого сплава; АН (линия солидус) является температурной границей области жидкого сплава и кристаллов д-феррита; ниже этой линии существует только д-феррит; HJB -- линия перитектического нонвариантного (С=0) равновесия (1499°С); по достижении температуры, соответствующей линий HJB, протекает перитектическая реакция (жидкость состава точки В взаимодействует с кристаллами д-феррита состава точки Н с образованием аустенита состава точки J):



.

Линия ECF (линия солидус) соответствует кристаллизации эвтектики - ледебурит

.

21. Диаграмма состояния железо -- графит (стабильное равновесие)

Образование стабильной фазы графита в чугуне может происходить в результате непосредственного выделения его из жидкого (твердого) раствора или вследствие распада предварительно образовавшегося цементита. Процесс образования в чугуне (стали) графита называют графитизацией.

Диаграмма состояния стабильного равновесия показана на рис. (штриховые линии соответствуют выделению графита, а сплошные -- выделению цементита).

В стабильной системе при температурах, соответствующих линии C'D', кристаллизуется первичный графит. При температуре 1153 °С (линия E'C'F') образуется графитная эвтектика: аустенит + графит.

По линии E'S' выделяется вторичный графит, а при температуре 738 °С (линия P'S'K') образуется эвтектоид, состоящий из феррита и графита.

Вероятность образования в жидкой фазе (или аустените) метастабильного цементита, содержащего 6,67 % С, значительно больше, чем графита, состоящего только из атомов углерода. Графит образуется при очень малой скорости охлаждения, когда степень переохлаждения жидкой фазы невелика.

Ускоренное охлаждение частично или полностью прекращает кристаллизацию графита и способствует образованию цементита. При охлаждении жидкого чугуна ниже 1147 °С образуется цементит.

В жидком чугуне присутствуют различные включения (графит, Si02, А1203 и др.).( Для ускорения процесса графитизации из жидкой фазы в чугун нередко вводят так называемые модификаторы, образующие добавочные центры кристаллизации). Эти частицы облегчают образование и рост графитных зародышей. При наличии готовых зародышей процесс образования графита может протекать и при температурах, лежащих ниже 1147 °С. Этому же способствует легирование чугуна Si, который вызывает процесс графитизации.

Графит, образующийся из жидкой фазы, растет из одного центра и, разветвляясь в разные стороны, приобретает форму сильно искривленных лепестков (рис. 88, б). В плоскости шлифа графит имеет вид прямолинейных или завихренных пластинок, которые представляют собой сечения графитных лепестков (рис. 88, в). Если в процессе кристаллизации образуется цементит (первичный или эвтектический), то при определенных условиях возможен его распад с образованием аустенита и графита.

При последующем медленном охлаждении возможно выделение графита из аустенита и образование эвтектоидного графита в интервале температур 738--727 °С.

Основная масса графита в серых чугунах образуется в период кристаллизации из жидкой фазы. Графит, возникающий при распаде аустенита, не образует самостоятельных выделений, а наслаивается на имеющиеся графитные включения, увеличивая их размеры. Если аустенит переохлажден до температуры ниже 727 °С, то распад происходит с выделением ферритно-цементитной структуры. Если чугун, в котором углерод находится в виде цементита, подвергнут длительному нагреву при высоких температурах, в нем также протекает процесс графитизации, т. е. распад цементита на графит и феррит при температурах ниже 738 °С или на графит и аустенит при более высокой температуре.



22. Влияние углерода и постоянных (технологических) примесей на свойства стали

Сталь является многокомпонентным сплавом, содержащим углерод и ряд постоянных или технологических примесей: Mn, Si, S, Р, О, Н, N и др., влияющих на ее свойства. Присутствие этих примесей объясняется трудностью удаления части из них при выплавке, переходом их в сталь в процессе ее раскисления или из шихты -- легированного металлического лома.

Влияние углерода. Структура стали после медленного охлаждения состоит из двух фаз -- феррита и цементита. Количество цементита в стали возрастает прямо пропорционально содержанию углерода.

Твердые и хрупкие частицы цементита повышают сопротивление деформации, но уменьшают пластичность и вязкость. Вследствие этого с увеличением в стали углерода возрастают твердость, пределы прочности и текучести и уменьшаются относительное удлинение, относительное сужение, ударная вязкость и трещиностойкость К1с. Предел выносливости с повышением содержания углерода до 0,55--0,65 % возрастает, а при большем содержании углерода снижается.

Повышение содержания углерода облегчает переход стали в хладноломкое состояние. Каждая 0,1 % С повышает порог хладноломкости в среднем на 20°С и расширяет переходный интервал от вязкого к хрупкому состоянию.

С увеличением содержания углерода в стали снижается плотность, растет электрическое сопротивление и коэрцитивная сила и понижаются теплопроводность, остаточная индукция и магнитная проницаемость.

Влияние кремния и марганца. Содержание кремния в углеродистой, хорошо раскисленной стали в качестве примеси обычно не превышает 0,37 %, а марганца -- 0,8 %. Кремний и марганец переходят в сталь в процессе ее раскисления при выплавке. Они раскисляют сталь, т.е., соединяясь с кислородом закиси железа FeO, в виде оксидов переходят в шлак. Эти процессы раскисления улучшают свойства стали.

Кремний, остающийся после раскисления в твердом растворе (в феррите), сильно повышает предел текучести уТ. Это снижает способность стали к вытяжке и особенно к холодной высадке.

Марганец заметно повышает прочность, практически не снижая пластичности и резко уменьшая красноломкость стали, т. е. хрупкость при высоких температурах, вызванную влиянием серы.

Влияние серы. Сера является вредной примесью в стали. С железом она образует химическое соединение FeS, которое практически нерастворимо в нем в твердом состоянии, но растворимо в жидком металле. Соединение FeS образует с железом легкоплавкую эвтектику с температурой плавления 988 °С. Эта эвтектика образуется даже при очень малом содержании серы. Кристаллизуясь из жидкости по окончании затвердевания, эвтектика преимущественно располагается по границам зерна. При нагреве стали до температуры прокатки или ковки (1000--1200 °С) эвтектика расплавляется, нарушается связь между зернами металла, вследствие чего при деформации стали в местах расположения эвтектики возникают надрывы и трещины. Это явление носит название красноломкости (горячеломкость).

Присутствие в стали марганца, обладающего большим сродством к сере, чем железо, и образующего с серой тугоплавкое соединение MnS, практически исключает явление красноломкости. В затвердевшей стали частицы MnS располагаются в виде отдельных включений. В деформированной стали эти включения деформируются и оказываются вытянутыми в направлении прокатки.

Сернистые включения снижают ударную вязкость и пластичность в поперечном направлении вытяжки при прокатке и ковке, а также предел выносливости. В низкоуглеродных сталях при содержании серы более >0,01% порог хладноломкости снижается («сульфидный парадокс»). Сера ухудшает свариваемость и коррозионную стойкость. Содержание серы в стали строго ограничивается; в зависимости от качества стали оно не должно превышать 0,035--0,06 %.

Влияние фосфора. Фосфор является вредной примесью, и содержание его в зависимости от качества стали допускается не более 0,025--0,045 %.

Растворяясь в феррите, фосфор сильно искажает кристаллическую решетку и увеличивает пределы прочности и текучести, но уменьшает пластичность и вязкость. Снижение вязкости тем значительнее, чем больше в стали углерода. Фосфор повышает порог хладноломкости стали и уменьшает работу развития трещины. Р. Каждая 0,01 % Р повышает порог хладноломкости стали на 20--25 °С.

Вредное влияние фосфора Усугубляется и тем, что он обладает большой склонностью к ликвации. Вследствие этого в серединных слоях слитка отдельные участки сильно обогащаются фосфором и имеют резко пониженную вязкость.

Влияние азота, кислорода и водорода. Азот и кислород присутствуют в стали в виде неметаллических включений, в виде твердого раствора или, находясь в свободном виде, располагаются в дефектных участках металла (раковинах, трещинах и т. д.). Примеси внедрения, концентрируясь в зернограничных объемах и образуя выделения нитридов и оксидов по границам зерен, повышают порог хладноломкости и понижают сопротивление хрупкому разрушению. Неметаллические включения определяют «металлургическое качество стали», они повышают анизотропию механических свойств, и, являясь концентраторами напряжений, могут значительно понизить, если они присутствуют в повышенных количествах или располагаются в виде скоплений, предел выносливости и вязкость разрушения К1с. Неметаллические включения могут быть причиной шиферного (древовидного) излома, охрупчивающего сталь.
Очень вредным является растворенный в стали водород, который сильно охрупчивает сталь. Поглощенный при выплавке стали водород не только охрупчивает сталь, но и приводит к образованию в катаных заготовках и крупных поковках флокенов. Флокены представляют собой очень тонкие трещины овальной или округлой формы, имеющие в изломе вид пятен -- хлопьев серебристого цвета. Флокены резко ухудшают свойства стали. Металл, имеющий флокены, нельзя использовать в промышленности.

Влияние водорода при сварке проявляется в образовании холодных трещин в наплавленном и основном металле.

Нанесение на поверхность стальных изделий гальванических покрытий или травление в кислотах для очистки ее связано с опасностью насыщения поверхности водородом, что также вызывает охрупчивание. Наводороживание и охрупчивание возможны и при работе стали в контакте с водородом, особенно при высоком давлении.

Широко применяемая в последние годы выплавка или разливка в вакууме уменьшает содержание водорода в стали.

23. Легирующие элементы в стали

Влияние легирующих элементов на полиморфные превращения железа. Все элементы, за исключением углерода, азота, водорода, и отчасти бора, образуют с железом твердые растворы замещения. Они растворяются в железе и влияют на положение точек А3 и А4, определяющих температурную область существования б- и -железа.

К элементам первой группы относятся никель и марганец, которые понижают температуру точки А3 и повышают температуру точки А4. В результате этого по диаграмме состояния железо-- легирующий элемент наблюдается расширение области -фазы и сужение области существования б-фазы (рис. 91, а). Как видно из рис. 91, а, под влиянием легирующих элементов температурная точка А4 повышается до линии солидус, а температурная точка А3 при повышенной концентрации легирующего элемента снижается до нормальной температуры. Следовательно, сплавы, имеющие концентрацию легирующего элемента больше указанной на рис. 91, а (точка х), не испытывают фазовых превращений б и при всех температурах представляют собой твердый раствор легирующего элемента в -железе. Такие сплавы называют аустенитными.

Сплавы, частично претерпевающие превращение называют полуаустенитными.

Элементы второй группы (Cr, Mo, W, V, Al, Si и др.) понижают температуру критической точки А4 и повышают температуру точки A3. Это приводит к тому, что при определенной концентрации легирующих элементов (см. точку у на рис. 91, б) критические точки А1 и А3, а точнее их интервалы, сливаются, и область -фазы полностью замыкается. При содержании легирующего элемента большем, чем указано на рис. 91, б (точка у), сплавы при всех температурах состоят из твердого раствора легирующего элемента в a-железе. Такие сплавы называют ферритными, а сплавы, имеющие лишь частичное превращение, -- полуферритными.

Легирующие элементы оказывают большое влияние на точку A1, соответствующую температуре перехода перлита в аустенит . Никель и марганец снижают температуру A1, a Ti, Mo, Si, W и другие элементы повышают температуру А1.

Легирующие элементы уменьшают эвтектоидную концентрацию углерода и предельную растворимость углерода в аустените, сдвигая точки S и Е на диаграмме состояния Fe--С влево.

При низком содержании углерода и высоком содержании хрома образуются ферритные стали, не претерпевающие полиморфного превращения.

Структура и свойства легированного феррита и аустенита.

Основой большинства современных легированных сталей является феррит, легированный одним или несколькими элементами. Легирование феррита сопровождается его упрочнением.

Наиболее сильно повышает ут марганец и кремний а хром, находящийся в твердом растворе, по данным разных авторов, снижает или несколько повышает прочность феррита. Чем мельче зерно феррита, тем выше его прочность (см. рис. 80, а). Все легирующие элементы, за исключением никеля, при содержании их в растворе выше определенного предела снижают ударную вязкость KCU, трещиностойкость К1с и повышают порог хладноломкости t50. Содержание легирующих элементов, выше которого ударная вязкость KCU снижается, а порог хладноломкости повышается, для ванадия и хрома ~1 %, для кремния ~0,8 %, для марганца ~1,5 %. Никель при увеличении его концентрации в твердом растворе понижает порог хладноломкости t50.

При высоком содержании в стали Ni или Мn аустенит может существовать при низких температурах (см. рис. 91, а). Он является основной составляющей (матрицей) многих коррозионностойких жаропрочных и немагнитных сталей. Аустенит наиболее сильно упрочняет углерод, растворимость которого в нем достигает при нормальной температуре 1 %, и азот. Легирующие элементы, растворяясь в г-железе, повышают прочность аустенита при нормальной и высоких температурах. Для легированного аустенита характерны низкий предел текучести при сравнительно высоком пределе прочности. Аустенит легко наклепывается, т. е. быстро и сильно упрочняется под действием холодной деформации. Аустенит парамагнитен, обладает большим коэффициентом теплового расширения.

Карбидная фаза в легированных сталях. По отношению к углероду легирующие элементы подразделяют на две группы:

1) графитизирующие элементы: Si, Ni, Сu, Аl (находятся в твердом растворе);

2) карбидообразующие элементы: Fe->Мп -> Сr-> Mo -> W ->

Nb-> V -> Zr -> Ti (расположены по возрастающей степени сродства к углероду и устойчивости карбидных фаз).

При малом содержании в стали таких карбидообразующих элементов, как Мп, Cr, Мо и W, последние растворяются в цементите, замещая в нем атомы железа. Состав цементита в этом случае может быть выражен формулой (Fe,М)3С, где М -- легирующий элемент. Так, при растворении марганца в цементите образуются карбид (Fe, Мn)3С, при растворении хрома -- карбид (Fe, Сг)3С.

Марганец может заместить в решетке цементита все атомы железа (Fe3C->Mn3C), хром -- до 25 ат. %, молибден -- до 3 ат. % и вольфрам лишь до 0,8--1,0 ат. %. Более сильные карбидообразующие элементы (Ti, V, Nb, Zr) практически не растворяются в цементите и образуют самостоятельные специальные карбиды.

При повышенном содержании хрома, вольфрама, молибдена в зависимости от содержания углерода в стали могут образовываться специальные карбиды. Так, например, карбид Сr7С3 при температуре 20 °С растворяет до 55 % Fe, образуя сложный карбид (CrFe)7C3, а карбид Сг23С6 -- до 35 % Fe, образуя карбид (Сг, Fe)23C6.

Приняты следующие обозначения карбидов: М3С (карбиды цементитного типа), М7С3 и М23С6 (карбиды, имеющие кристаллическую решетку карбидов хрома), М6С и М4С (карбиды с решеткой, в которой атомы металла расположены по типу карбидов вольфрама или молибдена), и, наконец, МС (карбиды по типу кубической гранецентрированной решетки). Под символом М подразумевается сумма металлических элементов, входящих в состав карбида.

Карбиды, образующиеся в легированных сталях, можно разделить на две группы. К первой группе относятся карбиды типа М3С, М7С3, М23С6 и М6С(М4С), имеющие сложные кристаллические решетки. Карбиды этой группы сравнительно легко растворяются в аустените при нагреве.

Ко второй группе относятся карбиды типа МС: VC, TiC, NbC, ZrC, WC, TaC и Мо2С и W2C. Эти карбиды относятся к фазам внедрения. В отличие от карбидов первой группы фазы внедрения в реальных условиях нагрева стали почти не растворяются в аустените.

Интерметаллические соединения. При высоком содержании легирующие элементы образуют с железом или друг с другом интерметаллические соединения. Примером таких соединений могут служить Fe7Mo6, Fe7W6, Fe3Nb2, Fe3Ti и др. В сплавах Fe--Сг и Fe--V образуются твердая и хрупкая о-фазы, отвечающие соединению FeCr (см. рис. 92, б), FeV. В сплавах Fe--Сг--Мо, Fe--Сг--Ni--Мо может образовываться хрупкая л-фаза состава Fe3CrMo и др.

24. Структурные классы легированных сталей

Легированные стали по структуре в условиях равновесия можно разделить на следующие классы (рис. 97): доэвтектоидные стали, содержащие в структуре эвтектоид и избыточный легированный феррит (рис. 98, а), эвтектоидиые и заэвтектоидные стали. Последние содержат в структуре эвтектоид и избыточные (вторичные) карбиды типа М3С (рис. 98, б), выделяющиеся при охлаждении из аустенита. Доэвтектоидные, эвтектоидные и заэвтектоидные легированные стали независимо от структуры (дисперсности) эвтектоида или квазиэвтектоида обычно объединяют в один класс -- перлитные стали. Ледебуритные (карбидные) стали имеют в структуре в литом состоянии эвтектику типа ледебурита (рис. 98, ж). В результате ковки эвтектические карбиды принимают форму обособленных глобулей (рис. 98, е). Количество карбидов в этих сталях достигает 30--35 %. Ледебуритные стали по структуре следовало бы рассматривать как белые чугуны. Но, так как они содержат сравнительно небольшое количество углерода (<2 %) и могут подвергаться пластической деформации (ковке), их относят к сталям. Как указывалось выше, под влиянием легирующих элементов точки S и Е диаграммы состояния Fe--Fe3C перемещаются влево, поэтому граница между доэвтектоидными, заэвтектоидными и ледебуритными сталями сдвинута в область других содержаний углерода, чем в системе Fe--Fe3C.

Так, при содержании в стали 5 % Сг (см. рис. 97) концентрация углерода в эвтектоиде (точка S) снижается до 0,5 %, а предельная растворимость углерода в аустените (точка Е) -- до 1,3 %. При 10 % Сг точка S соответствует 0,25--0,3 % С, точка Е -- 1 % С.

При низком содержании углерода и большом количестве легирующего элемента, ограничивающего область существования аустенита (Сr, Мо, W, V, Si, Аl и др.), образуется сталь, относящаяся к ферритному классу (см. рис. 98, в). Структура такой стали при всех температурах состоит из легированного феррита, чаще с некоторым количеством карбидов.

При высоком содержании в стали легирующего элемента, расширяющего область г-фазы (Mn, Ni), при нормальной температуре можно получить чисто аустенитную структуру (см. рис. 98, г). Этот класс сталей, не испытывающий б превращения, называют аустенитным.

При повышенном содержании легирующих элементов возникают также полуферритные и полуаустенитные стали (рис. 98, д). В этих сталях б превращение протекает только частично, и их структура состоит из аустенита и феррита.

Таким образом, основываясь на фазовом равновесий, леги-рованную сталь подразделяют на классы: перлитный, аустенитный, ферритный, полуаустенитный полуферритный, и ледебуритный.

Исходя из структуры, получаемой после охлаждения небольших образцов с 900 °С на воздухе, различают следующие классы сталей: перлитный, бейнитный, мартенситный, ферритный, аустенитный и карбидный (ледебуритный). Стали перлитного и бейнитного классов содержат сравнительно небольшое количество легирующих элементов, мартенситные -- больше, а ферритные, аустенитные и карбидные -- большое количество легирующих элементов. Кроме того, могут быть смешанные классы: ферритно-мартенситный, аустенитно-ферритный, аустенитно-мартенситный.



25. Серый и белый чугун

ЧУГУН

Сплавы железа с углеродом (> 2,14% С) называют чугуном. Присутствие эвтектики в структуре чугуна обусловливает его использование исключительно в качестве литейного сплава. Углерод в чугуне может находиться в виде цементита или графита, или одновременно в виде цементита и графита. Цементит придает излому специфический светлый блеск, поэтому чугун, в котором весь углерод находится в виде цементита, называют белым. Графит придает излому чугуна серый цвет. В зависимости от формы графита и условий его образования различают следующие группы чугунов: серый, высокопрочный с шаровидным графитом и ковкий.

Серый чугун. Серый чугун (технический) представляет собой по существу сплав Fe -- Si -- С, содержащий в качестве неизбежных примесей Mn, P и S. В структуре серых чугунов большая часть или весь углерод находится в виде графита. Характерная особенность структуры серых чугунов, определяющая многие его свойства, заключается в том, что графит имеет в поле зрения микрошлифа форму пластинок. Наиболее широкое применение получили доэвтектоидные чугуны, содержащие 2,4 -- 3,8% С. Чем выше содержание в чугуне углерода, тем больше образуется графита и тем ниже его механические свойства. В связи с этим количество углерода в чугуне обычно не превышает 3,8%. В то же время для обеспечения высоких литейных свойств (хорошей жидкотекучести) углерода должно быть не меньше 2,4%.

Кремний, содержание которого в серых чугунах находится в пределах 1,2 -- 3,5%, оказывает большое влияние на строение, а, следовательно, и на свойства чугунов.

Серый чугун маркируется буквами С -- серый и Ч -- чугун (ГОСТ 1412 -- 70). После букв следуют цифры. Первые цифры указывают среднюю величину предела прочности при растяжении, а вторые -- среднюю величину предела прочности при испытании на изгиб. Предел прочности при изгибе используют для оценки пластичности чугуна, так как относительное удлинение у всех серых чугунов практически равно нулю.

Белый и отбеленный чугун. Белый чугун вследствие присутствия в нем цементита обладает высокой твердостью, хрупок и практически не поддается обработке резанием, поэтому имеет ограниченное применение. Отбеленными называют чугунные отливки, в которых поверхностные слои имеют структуру белого (или половинчатого) чугуна, а сердцевина -- серого чугуна. Между этими зонами может быть переходный слой. Отбел на некоторую глубину (12 -- 30 мм) является следствием быстрого охлаждения поверхности, возникающего в результате отливки чугуна в металлические формы (кокиль) или в песчаную форму. Высокая твердость поверхности (НВ 400-500) обусловливает хорошую сопротивляемость против износа, особенно абразивного, полому из отбеленного чугуна изготовляют прокатные валки листовых станов, колеса, шары для мельниц и т. д. В этом случае применяют чугун с пониженным содержанием кремния, который склонен к отбеливанию. Его примерный состав: 2,8-3,6% С; 0,5-0,8% Si; 0.4-0,6% Мп. Вследствие различной скорости охлаждения по сечению и получения разных структур отливка имеет большие внутренние напряжения, которые могут привести к образованию трещин. Для снятия напряжений отливки подвергают термической обработке, т. е. их нагревают при 500-550 С.

26. Высокопрочный чугун с шаровидным графитом

Высокопрочный чугун получают присадкой в жидкий чугун небольших добавок некоторых щелочных или щелочноземельных металлов. Чаще для этой цели применяют магний в количестве 0,03 -- 0,07%. По содержанию остальных элементов высокопрочный чугун не отличается от обычного серого. Под действием магния графит в процессе кристаллизации принимает не пластинчатую, а шаровидную форму. Шаровидный графит, имеющий минимальную поверхность при данном объеме, значительно меньше ослабляет металлическую основу чугуна, чем пластинчатый графит. В отличие от пластинчатого шаровидный графит не является активным концентратором напряжений. Чугуны с шаровидным графитом имеют более высокие механические свойства, не уступающие литой углеродистой стали, сохраняя при этом хорошие литейные свойства и обрабатываемость резанием, способность гасить вибрации, высокую износостойкость и т. д.

Маркируют высокопрочный чугун буквами ВЧ, затем следуют цифры. Первые цифры марки показывают среднее значение предела прочности при растяжении, вторые - относительное удлинение.

Для снятия литейных напряжений, повышения механических свойств чугун подвергают термической обработке. Отливки из высокопрочного чугуна широко используют в различных отраслях народного хозяйства: в автостроении и дизелестроении для коленчатых валов, крышек цилиндров и других деталей; в тяжелом машиностроении -- для многих деталей прокатных станов; в кузнечно-прессовом оборудовании, например, для шабот-молотов, траверс прессов, прокатных валков; в химической и нефтяной промышленности -- для корпусов насосов, вентилей и т. д.

Высокопрочные чугуны применяют и для изготовления деталей станков, кузнечно-прессового оборудования, работающих в подшипниках и других узлах трения при повышенных и высоких давлениях.

27. Ковкий чугун

Ковкий чугун получают длительным нагревом при высоких температурах (отжигом) отливок из белого чугуна. В результате отжига образуется графит хлопьевидной формы. Такой графит по сравнению с пластинчатым меньше снижает прочность и пластичность металлической основы структуры чугуна.

Металлическая основа ковкого чугуна: феррит и реже перлит. Наибольшей пластичностью обладает ферритный ковкий чугун, который применяют в машиностроении. Чугун имеет пониженное содержание углерода и кремния. Более низкое содержание углерода способствует повышению пластичности, так как при этом уменьшается количество графита, выделяющегося при отжиге, а пониженное содержание кремния исключает выделение пластинчатого графита в структуре отливок при охлаждении. Толщина сечения отливки не должна превышать 40 -- 50 мм. При большем размере отливок в сердцевине образуется пластинчатый графит, и чугун становится непригодным для отжига.

Ковкий чугун маркируют КЧ и цифрами. Первые две цифры указывают предел прочности при растяжении и вторые -- относительное удлинение. Отливки из ковкого чугуна применяют для деталей, работающих при ударных и вибрационных нагрузках.

28. Специальные чугуны

К этой группе чугунов (ГОСТ 7769--82) относятся жаростойкие, которые обладают окалиностойкостью, ростоустойчивостью и трещиноустойчивостью, жаропрочные, обладающие высокой длительной прочностью и ползучестью при высоких температурах и коррозионно-стойкие чугуны.

Жаростойкость серых чугунов и ЧШГ может быть повышена легированием кремнием (ЧС5) и хромом (ЧХ28, ЧХ32) 1. Эти чугуны характеризуются высокой жаростойкостью (окалиностойкостью) до 700--800 °С на воздухе, в топочных и генераторных газах. Высокой термостойкостью и сопротивляемостью окалинообразованию обладают аустенитные чугуны: высоколегированный никелевый серый ЧН15Д7 и с шаровидным графитом ЧН15ДЗШ. В качестве жаропрочных чугунов используют аустенитные чугуны с шаровидным графитом ЧН19ХЗШ и ЧН11Г7Ш.

Для повышения жаропрочности чугуны подвергают отжигу при 1020--1050 °С с охлаждением на воздухе и последующему отпуску при 550--600 °С. После отжига легированные карбиды приобретают форму мелких округлых включений, а карбид М3С растворяется в аустените. В качестве коррозионностойких применяют чугуны, легированные кремнием (ферросилиды) -- ЧС13, ЧС15, ЧС17 и хромом -- ЧХ22, ЧХ28, 4X32. Они обладают высокой коррозионной стойкостью в серной, азотной и ряде органических кислот. Для повышения коррозионной стойкости кремнистых чугунов их легируют молибденом 4С15М4, 4С17МЗ (антихлоры). Высокой коррозионной стойкостью в щелочах обладают никелевые чугуны, например аустенитный чугун 4Н15Д7.

Аустенитные чугуны применяют также в качестве парамагнитных. Немагнитные чугуны используют в тех случаях, когда требуется минимальная потеря мощности (крышки масляных выключателей, концевые коробки трансформаторов и т. д.) или когда нужно избежать искажений магнитного поля (стойки для магнитов).

29. Превращение ферритно-карбидной структуры в аустенит при нагреве

При многих видах термической обработки сталь нагревают до температур, соответствующих существованию аустенита (процесс аустенитизации). Образование аустенита при нагреве является диффузионным процессом и подчиняется основным положениям теории кристаллизации.

При нагреве эвтектоидной стали (0,8 % С) несколько выше критической точки (727 °С) перлит (ферритно-карбидная структура) превращается в аустенит.

При нагреве доэвтектоидной стали выше температуры критической точки после превращения перлита в аустенит образуется двухфазная структура -- аустенит и феррит. При дальнейшем нагреве в интервале температур феррит постепенно превращается в аустенит: содержание углерода в аустените при этом уменьшается в соответствии с линией GS. При температуре феррит исчезает, а концентрация углерода в аустените соответствует содержанию его в стали. Аналогично протекает превращение и в заэвтектоидной стали. При температуре несколько выше критической точки (727 °С) перлит превращается в аустенит. В интервале температур происходит растворение избыточного цементита. Выше температуры будет только аустенит, содержание углерода в котором соответствует его содержанию в стали. Механизм процесса превращения перлита в аустенит состоит в зарождении зерен аустенита и их роста. Аустенит при температуре несколько выше (727 °С) содержит 0,8 % С. Как же образуется такой аустенит?

Первоначальные зародыши аустенита при нагреве несколько выше критической точки образуются сдвиговым путем () при сохранении когерентных границ. В результате этого превращения образуется низкоуглеродистый аустенит пластинчатой формы.

При росте зародыша когерентность - и -решеток нарушается, сдвиговый механизм заменяется нормальным механизмом роста и зерна аустенита приобретают равноосную форму.

Зародыш аустенита возникает на межфазовой границе раздела феррита и цементита (рис. 104, а, /, //).

Образовавшиеся зародыши аустенита растут благодаря интенсивной диффузии атомов углерода в аустените, что приводит к растворению цементита в аустените и превращению ; одновременно зарождаются новые зерна аустенита.

Рост участков аустенита в результате полиморфного превращения протекает быстрее, чем растворение цементита, поэтому

после превращения феррита в аустенит в структуре стали сохраняется еще некоторое количество цементита (рис. 104, а, ///) и для его растворения в аустените продолжительность изотермической выдержки должна быть увеличена. Образовавшийся аустенит (рис. 104, а, IV) неоднороден по содержанию углерода.

30. Рост зерна аустенита при нагреве

Зародыши аустенита при нагреве выше температуры . образуются на границах раздела феррит -- карбид. При таком нагреве число зародышей всегда достаточно велико и начальное зерно аустенита мелкое. Чем выше скорость нагрева, тем меньше зерно аустенита, так как скорость образования зародышей выше, чем скорость их роста.

Способность зерна аустенита к росту неодинакова даже у сталей одного марочного состава вследствие влияния условий их выплавки.

По склонности к росту зерна различают два предельных типа сталей: наследственно мелкозернистые и наследственно крупнозернистые.

В наследственно мелкозернистой стали при нагреве до высоких температур (1000--1050 °С) зерно увеличивается незначительно, однако при более высоком нагреве наступает бурный рост зерна. В наследственно крупнозернистой стали, наоборот, сильный рост зерна наблюдается даже при незначительном перегреве выше (рис. 107). Различная склонность к росту зерна определяется условиями раскисления стали и ее составом.

Стали, раскисленные алюминием, наследственно мелкозернистые, так как в них образуются дисперсные частицы A1N, тормозящие рост зерна аустенита, оказывая барьерное действие на мигрирующую границу зерен. Растворение этих частиц влечет за собой быстрый рост зерна.

Легирующие элементы, особенно карбидообразующие (нитридообразующие) задерживают рост зерна аустенита. Наиболее сильно действуют Ti, V, Nb, Zr, Аl и N, образующие трудно растворимые в аустените карбиды (нитриды), которые служат барьером для роста зерна. Чем больше объемная доля карбидов (нитридов) и выше их дисперсность (меньше размер), тем мельче зерно аустенита. Одновременно нерастворимые карбиды (нитриды) оказывают зародышевое влияние на образование новых зерен аустенита, что также приводит к получению более мелкого зерна. Марганец и фосфор способствуют росту зерна аустенита.

Следует отметить, что термины «наследственно крупнозернистая сталь» и «наследственно мелкозернистая сталь» не обозначают того, что данная сталь имеет всегда крупное или всегда мелкое зерно. Наследственное зерно, полученное в стандартных условиях технологической пробы, указывает лишь на то, что при нагреве до определенных температур крупнозернистая сталь приобретает крупное зерно при более низкой температуре, чем сталь мелкозернистая (см. рис. 107).

Поэтому введено понятие о действительном зерне, т. е. зерне, существующем в стали при данной температуре.

Размер действительного зерна аустенита обусловлен температурой нагрева, продолжительностью выдержки при ней и склонностью данной стали к росту зерна при нагреве.

Влияние величины зерна на свойства стали. Как упомянуто ранее, чем мельче зерно, тем выше прочность (), пластичность (ш) и вязкость (KCU, КСТ), ниже порог хладноломкости () и меньше склонность к хрупкому разрушению. Уменьшая размер зерна аустенита, можно компенсировать отрицательное влияние других механизмов упрочнения на порог хладноломкости.

Все методы, вызывающие измельчение зерна аустенита, -- микролегирование (V, Ti, Nb и др.), высокие скорости нагрева и др. -- повышают конструктивную прочность стали. Крупное зерно стремятся получить только в электротехнических (трансформаторных) сталях, чтобы улучшить их магнитные свойства.

Выявление и определение величины зерна. Величина зерна определяется различными методами (ГОСТ 5639--65): цементацией, окислением по ферритной или цементитной сетке и травлением границ зерен.

По методу цементации образец доэвтектоидной стали насыщают углеродом при 930 °С в течение 8 ч (см. рис. 107). При этом содержание углерода в аустените, находящемся в поверхностной зоне, достигает заэвтектоидной концентрации. При последующем медленном охлаждении по границам зерна аустенита выделяется вторичный цементит, образующий сплошную сетку, по которой после охлаждения определяют величину бывшего зерна аустенита.

При использовании других методов выявления зерна температуру нагрева принимают равной температуре закалки или на 20--30 °С выше этой температуры. Время выдержки при таком нагреве 3 ч.

Более перспективный метод определения величины зерна аустенита -- при помощи специальных микроскопов G нагревательной вакуумной камерой. В этом случае непосредственно наблюдают зерно аустенита, существующее при высоких температурах. Величину зерна определяют под микроскопом при увеличении в 100 раз. Зерна, видимые на шлифе, сравнивают G эталонными изображениями. Величину зерна определяют баллами. Между номером зерна N (баллом) и количеством зерен п, помещающихся на 1 мм2 шлифа, существует следующая зависимость:.

Стали с номером зерна 1--5 относят к крупнозернистым, а с номером зерна 6--15 к мелкозернистым.

31. Общая характеристика превращения переохлажденного аустенита (диаграмма изотермического превращения аустенита)

Если сталь со структурой аустенита, полученной в результате нагрева до температуры выше (для доэвтектической стали) или выше (для заэвтектоидной стали), переохладить до температуры ниже , то аустенит оказывается в метастабильном состоянии и претерпевает превращение.

Для описания кинетики превращения переохлажденного аустенита пользуются экспериментально построенными диаграммами время -- температура -- степень распада или диаграммами изотермического превращения аустенита, т. е. превращения, протекающего при постоянной температуре .

Для излучения изотермического превращения аустенита небольшие образцы стали нагревают до температур, соответствующих существованию стабильного аустенита, а затем быстро охлаждают (переохлаждают аустенит) до температуры ниже , например до 700, 600, 500, 400, 300 °С и т. д., и выдерживают при этой температуре до полного распада аустенита.

Результаты исследования при постоянной температуре характеризует кривая, показывающая количество распавшегося аустенита в зависимости, от времени, прошедшего с момента начала распада. Как видно из риc. 112, а, в течение некоторого промежутка времени (H1, Н2, H3) распад аустенита экспериментально не фиксируется. Этот период называют инкубационным.

По истечении этого периода аустенит начинает распадаться с образованием более стабильных структур. Скорость распада сначала быстро увеличивается, а затем постепенно замедляется. Через некоторое время (К1, К2, K3) процесс распада полностью заканчивается или приостанавливается. В диаграмме изотермического превращения аустенита (рис. 112, б) кривая 1 характеризует начало распада аустенита, а кривая 2 показывает время, необходимое для полного распада аустенита.

Область, лежащая левее кривой начала распада аустенита (см. рис. 112, б), определяет продолжительность инкубационного периода; в интервале температур и времени, соответствующих этой области, существует переохлажденный аустенит, практически не претерпевающий заметного распада. Длительность инкубационного периода характеризует устойчивость переохлажденного аустенита. С увеличением переохлаждения его устойчивость быстро уменьшается, достигая минимума (t2), и далее вновь возрастает (см. рис. 112, б).

Уменьшение устойчивости аустенита и роста скорости его превращения с увеличением степени переохлаждения объясняется возрастанием разности свободных энергий (энергии Гиббса) аустенита и образующимися фазами (структурой). В зависимости от степени переохлаждения аустенита различают три температурные области, или ступени, превращения (см. рис. 112, б): перлитную, промежуточного превращения (промежуточного между перлитным и мартенситным превращением) и мартенситную.

Знание этих превращений важно для решения многих практических задач. Перлитное превращение протекает в процессе отжига стали, а мартенситное -- при закалке стали. Промежуточное превращение важно для понимания так называемой изотермической закалки стали.

32. Перлитное превращение

Перлитное превращение аустенита происходит при фазовом превращении гамма-железа - аустенита в альфа-железо - феррит. Однако превращение гранецентрированной решетки аустенита в объемноцентрированную решетку феррита не может произойти немедленно из-за присутствия в аустените растворенного углерода. Аустенитная атомная решетка имеет достаточно места для чтобы принять углерод в центре своей атомной ячейки. У объемноцентрированной решетки феррита такого места нет - там уже «сидит» атом железа. По этой причине при переходе аустенита в феррит растворимость углерода в железе резко снижается.

Механизмы перлитного превращения

В ходе превращения гамма-железа в альфа-железо почти весь углерод выделяется из аустенитной решетки. Согласно метастабильной диаграмме состояния железо-углерод почти весь углерод при этом выделяется в виде карбида железа (цементита). Это перлитное превращение аустенита может быть расписано в виде трех взаимосвязанных процессов:

§ Превращение гамма-решетки железа в альфа-решетку.

§ Выделение углерода в виде карбида железа (цементита).

§ Коагуляция карбидов.

При температуре точки А1 первые два процесса проходят почти одновременно с формированием пластинчатой смеси феррита и цементита.

Перлитное превращение аустенита как диффузионная кристаллизация

Атомы растворенного углерода размещаются по решетке случайным образом. Поэтому цементит зарождается в областях богатых углеродом, а феррит - в областях, обедненных углеродом, которые имеют мало углерода или не имеют его совсем. Такое перераспределение углерода реализуется через диффузию и зависит от температуры и времени.

Скорость диффузии углерода в решетке гамма- и альфа-железа очень быстро снижается с уменьшением температуры. Поэтому при достаточно высокой скорости охлаждения достигается такая степень переохлаждения аустенита, что образование перлита - сугубо диффузионного процесса -- становится невозможным.

Три типа превращения аустенита

При относительно низких температурах механизм превращения и характер формируемой структуры зависят только от температуры, при которой это превращение происходит. В зависимости от степени переохлаждения выделяют три температурных интервала:

§ перлитный интервал;

§ промежуточный интервал;

§ мартенситный интервал.

Переход от одного механизма превращения аустенита к другому происходит плавно и непрерывно. Эти процессы сильно зависят от содержания легирующих элементов, особенно углерода. Они могут начинаться по самому быстрому механизму, а заканчиваться самым медленным.

Для перлитного превращения характерно одновременное формирование смеси чередующихся пластин феррита и цементита -- перлитной структуры. При этом по границам аустенитных зерен может выделяться свободный феррит и цементит. Формирование и рост обеих фаз контролируются в основном диффузией углерода - поэтому этот процесс называют диффузионной кристаллизацией. Диффузия железа и легирующих элементов также играют значительную роль. Со снижением температуры происходит увеличение дисперсности структуры, а время, необходимое для завершения диффузионной кристаллизации феррита и карбида увеличивается.

33. Мартенситное превращение в стали

Мартенситное превращение происходит при быстром охлаждении высокотемпературной фазы. Такой процесс часто называется закалкой, хотя для различных металлов и их сплавов термин «закалка» может иметь совершенно различный смысл, как, например, «закалка стали» и «закалка алюминиевого сплава».

К наиболее важным характеристикам мартенситного превращения в стали, которые отличают его от других типов превращений, в частности, от перлитного превращения, относятся следующие.

Мартенситное превращение -- бездиффузионное

Мартенситное превращение реализуется при быстром охлаждении стали от температуры выше А1, например, в воде. В этом случае диффузионный распад аустенита в смесь двух фаз - феррита и цементита - полностью подавляется. Концентрация углерода в мартенсите та же, что и в аустените. Основное отличие между мартенситным и перлитным превращениями в том, что первое является совершенно бездиффузионным.

Температурный интервал превращение - один и тот же

Превращение аустенита в мартенсит начинается при начальной температуре мартенситного превращения Mн. Температура начала перлитного превращения снижается с увеличением скорости охлаждения, а температура начала мартенситного превращения почти не зависит от скорости охлаждения. Мартенсит образуется в некотором температурном интервале - всегда в одном и том же при заданном составе сплава, например, содержании углерода

Нет охлаждения - нет превращения

При остановке охлаждения при температуре внутри интервала Mн - Мк мартенситное превращение также останавливается. Это свойство кардинально отличает мартенситное превращение от перлитного. Перлитное превращение продолжается до конца при постоянной температуре ниже точки А1. Конечным результатом перлитного превращения является полное исчезновение аустенита. При мартенситном превращении всегда остается определенное количество остаточного аустенита.

Нет роста -- сразу «взрослый» мартенсит

При охлаждении ниже температуры Mн количество мартенсита увеличивается очень быстро за счет быстрого образования новых пластин. Мгновенно образовавшиеся пластины уже больше не растут. Это свойство отличает мартенсит от перелита. В ходе перлитного превращения постоянно зарождаются новые колонии, а старые колонии продолжают расти.

Мартенсит помнит аустенит

Мартенситные пластины упорядоченно ориентированы по отношению к аустенитной решетке. При перлитном превращении решетки фаз, которые входят в эвтектоидную смесь имеют случайную ориентацию по отношению к исходной аустенитной решетке.

Кристаллическая решетка мартенсита

Кристаллическая решетка мартенсита - не кубическая, а тетрагональная.

Больше углерода -- ниже температура начала мартенситного превращения.

Для данной стали мартенситное превращения начинается всегда при одной и той же температуре независимо от скорости охлаждения. Величина этой температуры зависит от состава сплава и резко снижается при увеличении в стали содержания углерода. Часть углерода входит в карбиды, которые сосуществуют с аустенитом. Если температура закалки повышается, то часть карбидов растворяется в аустените и, следовательно, содержание углерода в аустените увеличивается и точка Mн понижается.

Мартенситное превращение -- сдвиговое фазовое

Формирование мартенсита характеризуется сдвиговым механизмом перестройки аустенитной решетки. Мартенситный (сдвиговый) механизм фазового превращения отличается упорядоченным взаимосвязанным движением атомов на расстояния, которые короче межатомных расстояний, то есть атомы не меняются местами.

34. Промежуточное (бейнитное) превращение

Это превращение имеет черты, как диффузионного перлитного превращения, так и бездиффузионного мартенситного. Бейнитное превращение так же, как и перлитное, имеет инкубационный период, и продуктами этого превращения также являются цементит и феррит, но феррит слегка пересыщен углеродом.

Бейнитное превращение так же, как и мартенситное, до конца никогда не идет, то есть всегда есть аустенит остаточный. Бездиффузионность бейнитного превращения так же, как и мартенситного, сводится к перестройке ГЦК - решетки аустенита в ОЦК - решетку феррита, но в отличие от мартенситного превращения бейнитное связано с диффузией углерода в аустените, хотя и замедленной, что приводит к образованию цементита Fe3C и уменьшению перенасыщенности раствора.

Бейнитное превращение протекает при температурах, когда диффузия атомов железа и легирующих элементов практически отсутствует, а скорость диффузии углерода еще достаточно высока. Это и предопределяет особенности бейнитного превращения. В начале этого превращения происходит диффузионное перераспределение углерода в аустените, что и приводит к образованию в нем объемов, обогащенных и обедненных углеродом. Участки аустенита с низким содержанием углерода, у которых точка Мн лежит в области температур промежуточного превращения , претерпевают мартенситное превращение по без диффузионному механизму. Образовавшийся малоуглеродистый мартенсит тут же распадается на феррито-цементитную смесь, причем феррит из-за пониженной диффузии углерода будет слегка перенасыщен углеродом.

Чем ниже температура изотермического превращения, тем меньше диффузия углерода и количество Fe3C, а пересыщенность феррита больше. Ниже линии Мн цементита вообще нет и весь углерод будет в феррите, этот пересыщенный феррит назвали мартенситом (в честь немецкого ученого Мартенса).

Различают два вида бейнита:

1) верхний, по строению напоминает перлит, но имеет более пористое строение, соответственно у него понижены пластичность и ударная вязкость - нежелательно;

2) нижний, имеет игольчатое строение и напоминает мартенсит. По сравнению с продуктами перлитного превращения он обладает более высокой твердостью и прочностью, а вследствие наличия аустенита остаточного сохраняет достаточную пластичность и вязкость. Не распавшийся при изотермической выдержке аустенит при последующем охлаждении будет в той или иной степени претерпевать мартенситное превращение, частично сохранится аустенит остаточный.