Text
                    Б. К. ВУЛЬФ, К. П. РОМАДИН
АВИАЦИОННОЕ МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ
ТРЕТЬЕ ИЗДАНИЕ, ПЕРЕРАБОТАННОЕ И ДОПОЛНЕННОЕ
Допущено Министерством высшего и среднего специального образования РСФСР в качестве учебника для авиационных вузов и факультетов
ИЗДАТЕЛЬСТВО «МАШИНОСТРОЕНИЕ»
Москва 1967
УДК 629.13 : 620.22 (075.8)
Учебник содержит сведения о составе, структуре и свойствах конструкционных авиационных материалов.
Третье издание книги значительно переработано и дополнено. В него включен раздел неметаллических материалов, а разделы по металлам и сплавам пополнены данными о новых конструкционных сталях, жаропрочных и цветных сплавах, применяемых в современном авиастроении.
Учебник предназначен для студентов авиационных вузов и факультетов. Он может быть также полезен работникам конструкторских бюро и заводов авиационной промышленности.
Табл. 72, рис. 422, библиогр. 26 назв.
Рецензент Заслуженный деятель науки и техники ТАССР, проф. Д. Я. Брагин
3—11—1
2—67
ПРЕДИСЛОВИЕ
Развитие авиационной техники, создание различных типов летательных аппаратов теснейшим образом связаны с разработкой и применением новых и весьма разнообразных материалов.
Инженеру-конструктору и инженеру эксплуатационнику постоянно приходится заниматься выбором материалов, обладающих самыми различными свойствами. Одни материалы — твердые и прочные, другие — пластичные и вязкие; одни — кислотоупорные и жаростойкие, другие — быстро растворяются в кислотах и легко окисляются; одни являются жаропрочными, другие — резко теряют прочность с повышением температуры и т. д. Правильный выбор материала способствует улучшению качества авиационных изделий, увеличивает срок их эксплуатации, повышает надежность. Задача настоящего учебника— подготовить будущих специалистов авиационной техники к решению этой важной задачи.
В третье издание книги включен новый раздел «Неметаллические авиационные материалы», в связи с чем соответственно изменено ее название. В этом разделе приводятся характеристики только важнейших неметаллических материалов на основе органических синтетических полимеров — пластических масс и резины, наиболее широко применяемых в авиационных конструкциях. Некоторые другие неметаллические авиационные материалы кратко рассмотрены в других разделах книги.
В книгу включены также сведения о новых авиационных сплавах и методах их обработки. В частности, значительно расширено описание новых жаропрочных материалов на основе железа, никеля, тугоплавких металлов, алюминия, магния и титана. Введена новая глава, посвященная бериллию и его сплавам. Описана термомеханическая обработка и некоторые другие новые прогрессивные методы обработки авиационных сплавов.
Свойства всех материалов рассматриваются в связи с характером нагружения изготовляемых из них деталей, температурой, коррозионным воздействием среды и другими эксплуатационными условиями. Изложение теоретических вопросов металловедения приведено в соответствие с современными научными данными и представлениями.
Введение, а также первый, второй, четвертый и восьмой разделы книги написаны канд. техн, наук, проф. К- И. Ромадиным, а разделы третий, пятый, шестой и седьмой — докт. техн, наук, проф. Б. К. Вульфом.
Авторы заранее благодарят читателей за все замечания и пожелания, относящиеся к улучшению содержания и методического построения учебника, и просят направлять их в адрес издательства «Машиностроение» (Москва, К-51, Петровка, 24).
ВВЕДЕНИЕ
В курсе авиационного материаловедения главное место занимают металлы и металлические сплавы.
Наука, изучающая состав, строение и свойства металлов и сплавов и их применение в конкретных условиях эксплуатации, называется металл введением.
Эта наука зародилась и оформилась в самостоятельную научную дисциплину лишь во второй половине XIX века, хотя истоки ее уходят в далекое прошлое. Материально-технической основой возникновения науки о металлах и сплавах явилось развитие металлургии, машиностроения, строительства железных дорог, металлических кораблей и применение стальных пушек.
Касаясь кратко исторического развития металловедения как науки, необходимо напомнить, что гениальный русский ученый М. В. Ломоносов (1711—1765 гг.) был автором первого научного энциклопедического труда по металлургии и горному делу. Идеи Ломоносова в области металлургии определили научную мысль того времени на целое столетне. Первое определение понятия «металл» также было дано Ломоносовым: «Металлы суть светлые тела, которые ковать можно».
Основоположниками современного металловедения явились выдающиеся русские металлурги — Павел Петрович Аносов (1797—1851 гг.) и Дмитрий Константинович Чернов (1839—1921 гг.).
Аносов, работая в течение многих лет (1817—1847 гг.) на Златоустовском металлургическом заводе, разработал технологию изготовления булатной стали, лучшей, чем прославленная булатная сталь дамасских мастеров. Он пришел к убеждению, что булатная сталь должна найти широкое применение не только для изготовления холодного оружия, но и для изготовления инструментов и деталей машин.
Открытия, имевшие большое значение в создании металлургии и металловедения, были сделаны Черновым, еще при жизни прозванным «отцом металлографии». Работая на Обуховском сталелитейном заводе (ныне Ленинградский завод «Большевик»), Чернов в 1868 г. открыл критические точки, при которых происходят превращения стали при нагреве и охлаждении, и установил влияние этих превращений на ее строение и свойства.
Это открытие позволило решить важнейший вопрос о термической обработке орудийных стволов и тем самым — задачу производства стальных орудий (вместо бронзовых). Кроме того, Черновым было открыто явление «термической усталости», установлены законы кристаллизации, описаны пороки стального слитка и меры борьбы с ними, разработаны основы теории термической обработки стали, теория разгорания каналов стволов орудий, теория бессемерования стали и многое другое.
4
Известный американский металлург X. Хоу, выпуская в 1903 г. свой первый в мире курс металловедения («Железо, сталь и другие сплавы»), посвятил его Д. К. Чернову.
Новый качественный сдвиг в дальнейшем развитии металловедения был достигнут благодаря трудам выдающегося ученого академика Н. С. Курнакова (1860—1941 гг.)—основателя новой отрасли химической науки, названной им физико-химическим анализом. Изученные и построенные им и его учениками диаграммы состояния многих металлических систем являются классическими и приводятся во всей мировой литературе по металловедению.
Значительный вклад в развитие металловедения был сделан академиком А. А. Байковым (1870—1946 гг.) — одним из талантливейших учеников великого Менделеева. Байков впервые в России написал курс металлографии, который читался в Ленинградском политехническом институте.
Значительны также заслуги русского ученого А. М. Бочвара (1870— 1947 гг.), который разработал теорию подшипниковых сплавов, создал ряд марок этих сплавов и этим положил в России начало металловедению цветных сплавов.
Следует отметить выдающегося ученого нашего времени А. А. Бочвара, который разработал учение о рекристаллизации металлов и провел весьма ценные исследования в области теории жаропрочности сплавов.
В течение многих лет оставалась неизвестной природа закаленной стали и только в 1927 г. Г. В. Курдюмов, Н. Т. Гудцов и Н. Я- Селяков установили, что ее структура является пересыщенным твердым раствором.
Разработкой теории термической обработки стали и созданием новых марок качественных сталей успешно занимались С. С. Штейнберг. Н. А. Минкевич, А. Л. Бабошин и М. Г. Окнов.
В области авиационных легких металлов и сплавов следует указать на труды Н. Н. Бекетова, который разработал промышленный метод получения алюминия (1865 г.), и П. П. Федотьева, создавшего теоретические основы электрометаллургии алюминия.
Крупнейшие теоретические исследования термической обработки алюминиевых сплавов были выполнены С. Т. Конобеевским. На основании многочисленных экспериментальных исследований им была разработана теория старения дуралюмина, являющаяся в настоящее время общепринятой.
Необходимо подчеркнуть достижения нашей страны в области порошковой металлургии, основоположником которой был П. Г. Соболевский. Значительны успехи нашей страны и в области изучения коррозии металлов. В частности, следует отметить крупнейшие работы В. А. Ки-стяковского и работы целой школы коррозионистов, созданной Г. В. Акимовым.
Необходимо отметить достижения в области металловедения и крупнейших зарубежных ученых.
В Англии известный ученый Сорби несколько позже Аносова (1863 г.) применил микроскоп для исследования технического и метеоритного железа. Там же Гадфильд в 1888 г. опубликовал свои работы о легированных сталях. В 1898 г. известный английский исследователь Роберт Аустен, именем которого названа одна из структур стали (аустенит), опубликовал первое систематическое исследование сплавов железа с углеродом.
Английскую школу металловедов в настоящее время возглавляет Юм-Розери, работающий над установлением связи между взаимоотношениями компонентов в сплавах и над свойствами атомов металлов, образующих сплавы.
5
Во Франции продолжателем работ Чернова являлся крупнейший ученый Осмонд, который в лабораторных условиях определил’ критические точки Чернова и открыл точку магнитного превращения стали (1900 г.). Работа Осмонда была значительно облегчена применением термоэлектрического пирометра (1886 г.) и современного металлографического микроскопа, создателем которых был известный французский физико-химик Ле-Шателье.
Крупнейшими французскими металловедами являются Портевэн — известный исследователь процессов литья и кристаллизации сплавов и их термической обработки и Шевенар — изобретатель целого ряда приборов для изучения металлов, автор многих работ по дилатометрическому и магнитному исследованию сплавов.
В Германии в области изучения природы и строения очень большого количества двойных сплавов известны опубликованные в 30-х годах работы Таммана и ученых его школы (Гюртлера, Фогеля, Мазинга, Ханзе-на, Зауервальда, Кестера и др.). Свойства технических сплавов подробно изучались немецкими учеными Мартенсом, Гейном, Бюстом, Обергоф-фером и др.
В США крупнейшим последователем Д. К. Чернова был X. Хоу, который в течение многих лет возглавлял американскую школу металловедов. Ведущим металловедом в США в настоящее время является Мейль — автор большого числа работ по кристаллизации металлов, диффузионным явлениям в сплавах и металлофизике В этом же направлении в США работают Баррет, Смитт, Даркен, Грант и др.
Заканчивая краткий исторический обзор развития науки о материалах, необходимо отметить, что многие успехи авиационной техники были всегда тесно связаны с прогрессом в области изыскания более прочных, стойких и легких металлических, а также неметаллических материалов.
Требования, предъявляемые к материалу, в зависимости от условий его работы, характера механического нагружения, температуры и воздействия среды могут быть весьма различными.
Для изготовления, например, лонжеронов самолета требуется материал, обладающий большой жесткостью и статической прочностью; валы авиадвигателей надо изготовлять из материала, хорошо сопротивляющегося ударному и знакопеременному нагружению; для лопаток газовой турбины реактивного двигателя требуется высокожаропрочный материал; в подшипниках авиадвигателя необходим антифрикционный материал, не дающий при эксплуатации большого износа и обеспечивающий нормальную смазку.
В связи с развитием жидкостных реактивных двигателей появилась необходимость в материалах, стойких по отношению к действию сильных кислот, например азотной.
Для обшивки самолета применяют прочный легкий материал, хорошо сопротивляющийся действию атмосферных условий (температуры, дождя, росы, морской воды). Для ряда летательных аппаратов надо применять материал, который выдерживал бы большие напряжения и не сгорал во время полета (при больших скоростях полета вследствие трения о воздух материал сильно нагревается).
Материалы же, используемые в атомно-энергетических установках, кроме обычных свойств (прочности, пластичности, коррозионной стойкости и т. п.), предъявляемых к конструкционным материалам, должны быть мало чувствительными к радиационному повреждению.
Целый ряд деталей самолетов и авиационных двигателей изготовляется из пластических материалов, которые должны обладать специальными свойствами: прозрачностью, электроизоляционными качествами, малой теплопроводностью, высокими фрикционными свойствами, эла
6
стичностью и непроницаемостью для жидкостей и газов, высокой химической стойкостью, а также хорошими механическими свойствами. К таким материалам относятся плексиглас, стеклотекстолит, гетинакс, полиэтилен, полистирол, пенопласты, асботекстолит, полихлорвинил, фторопласт, резина, дельта-древесина и др.
Эти примеры показывают, что в настоящее время характерно резко дифференцированное применение материалов в зависимости от конкретных условий эксплуатации.
Всякий сплав надо изучать по схеме: состав — строение и свойства в конкретных условиях эксплуатации. Разберем эту схему по элементам.
Роль состава сплава совершенно очевидна. Можно на самом простом примере показать, какое важное значение имеет химический состав сплава, в частности, малые добавки легирующих элементов. Например, чистая электролитическая медь имеет твердость по Бринелю 35 кГ]мм2, но достаточно сплавить ее с 2,5% бериллия, как твердость образовавшегося сплава возрастает до 400 кГ/мм2, т. е. более чем в 10 раз.
Однако и при одном и том же составе сплав, в зависимости от приданного ему обработкой строения, может обладать различными свойствами. Например, если сталь марки 40 нагреть до температуры 850° и охладить на воздухе, то она приобретает следующие механические свойства: твердость по Бринелю 200 кГ/мм2, относительное удлинение 12%. Если изменить ее строение путем закалки с этой же температуры в воде, то свойства резко меняются; твердость по Бринелю увеличивается до 600 кГ/мм2, а относительное удлинение снижается до 1 % •
Другим примером может служить коррозионностойкая сталь, которая после закалки обладает низкой прочностью — порядка 60 кГ1мм2 и высокой пластичностью — 40%, а в результате нагартовки, изменяющей ее строение, прочность увеличивается до 130 кГ1мм2, а пластичность уменьшается до 6—8%.
Следовательно, изменяя тем или иным путем строение сплава, мы можем резко влиять на его свойства.
Свойства материала нельзя рассматривать изолированно, оторванно от условий эксплуатации, в разных условиях они могут быть различными. Например, резец из обыкновенной высокоуглеродистой стали хорошо режет при малых скоростях резания, с увеличением же скорости резания резец «садится», так как при повышении температуры его твердость и режущие свойства резко снижаются. Такая сталь не обладает красностойкостью и заменяется быстрорежущей сталью.
Конструкционная углеродистая сталь является хорошим материалом для деталей, работающих в условиях обычных температур и статического нагружения, но она не может быть использована для изготовления деталей, подвергающихся динамическому или знакопеременному нагружению, а также для деталей, работающих при высоких температурах, так как их прочность в этих условиях недостаточна. Магниевые сплавы хорошо работают в обычных атмосферных условиях. Однако при воздействии, например, морской воды они быстро разрушаются и без специальной защиты не могут применяться.
Следовательно, при изучении свойств металлов и сплавов надо учитывать условия эксплуатации, т. е. характер механического нагружения изделия, температуру, состав и свойства внешней среды.
Кроме приведенных выше широко распространенных металлов и сплавов, наша техника в перспективе дает возможность получать и использовать новые металлы и сплавы. В последние годы нашли практическое применение титан, ниобий, хром, молибден, вольфрам. Разработка сплавов -на их основе была одним из основных условий нового качественного скачка в авиационной технике. Например, титан, получаемый в настоящее время в промышленных масштабах, имеет высокую проч
7
ность, высокую температуру плавления (1660°), относительно малую плотность (4,5 г/см3, почти в 2 раза легче стали) и хорошо сопротивляется коррозии в морской воде и других средах. Можно с уверенностью сказать, что титан и его сплавы войдут в историю авиации как замечательные конструкционные материалы.
Совершенно очевидно, что в дальнейшем можно ожидать более широкого применения указанных металлов, а также создания новых сплавов на основе таких элементов, как цирконий, бериллий, рений, тантал и др., обладающих еще более высокими свойствами.
Необходимо отметить, что в современных конструкциях летательных аппаратов находят все большее применение неметаллические материалы. Разработанные в последние годы новые стеклопластики на основе эпоксидных, кремнийорганических, полиэфирных смол и их модификации отличаются повышенной теплостойкостью, а по удельной прочности превосходят многие высокопрочные авиационные стали и сплавы.
Пластмассы все шире используются как заменители дефицитных бронз и латуней, а в ряде случаев — и качественных сталей. Одновременно пластмассы благодаря целому ряду присущих им особых свойств во многих случаях являются не заменителями, а вполне самостоятельными высокоценными материалами. Ярким примером этого может служить изготовление десятков тысяч различных деталей самолетов из конструкционных пластических масс, органического стекла и резины.
РАЗДЕЛ ПЕРВЫЙ
ТЕОРИЯ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ
Глава I
СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА ЧИСТЫХ МЕТАЛЛОВ
§ 1.	КРИСТАЛЛИЧЕСКОЕ СТРОЕНИЕ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ
В твердом состоянии металлы и металлические сплавы независимо от способа их получения имеют кристаллическое строение. Располагаясь в пространстве, атомы кристаллических тел образуют пространственные решетки.
Гипотеза о наличии пространственных решеток у кристаллических тел была высказана в давние времена. Было замечено, что тела, способные образовывать кристаллы, имеют определенную форму, свойственную только данному телу. Особенно подчеркивалось, что углы между гранями кристаллов постоянны. Однако экспериментально доказать упорядоченное расположение атомов в кристаллических телах и, в частности, у металлов и их сплавов удалось только после открытия лучей Рентгена.
Тела, атомы которых расположены в пространстве беспорядочно, являются аморфными. Характерным примером аморфного вещества может служить обыкновенное стекло. Аморфные тела обнаруживают свойства, характерные для жидкости. Стеклянная палочка, положенная концами на опоры, со временем провисает, т. е. течет под влиянием собственного веса. Смола, расположенная на горизонтальной поверхности и легко дробящаяся на куски при ударах, с течением времени под влиянием собственного веса растекается подобно жидкости.
Оба эти вещества (стекло и смола), относимые по внешним признакам к твердым телам, являются телами аморфными. В дальнейшем под наименованием «твердое тело» будем понимать кристаллическое тело, т. е. такое, у которого атомы (молекулы или ионы) расположены в пространстве в строго определенном порядке. Установлено, что вое без исключения металлы и сплавы в твердом состоянии являются кристаллическими телами.
§ 2.	ПРОСТРАНСТВЕННЫЕ РЕШЕТКИ МЕТАЛЛОВ
Кристаллы по внешним формам можно отнести к различным системам координат. Системы координат различаются осевыми масштабами а, Ь, с и координатными углами а, р, у. Для описания кристаллов, как еще в 1891 г. показал русский кристаллограф Е. С. Федоров, достаточно семи координатных систем, которые приведены в табл. 1.
Имеется несколько схем и способов описания взаимного расположения атомов в кристалле. Расположение атомов в одной из кристаллографических плоскостей показано на рис. 1. Главнейшие плоскости, которые могут быть мысленно проведены в кубической решетке, показаны на рис. 2. Воображаемые линии, проведенные через центры атомов, обра
9
зуют решетку, в узлах которой располагаются атомы (точнее, положительно заряженные ионы).
Таблица I
Параметры семи координатных систем
Название системы	Осевые масштабы	Координатные углы
Кубическая	а=Ь=с	а=(3=у=9О°
Тетрагональная	а=Ь=/=с	а=₽=у=90°
Ромбическая	a=f=b=f=c	а=р=у=90°
Ромбоэдрическая	a=b—c	а=р=у#=90°
Гексагональная	a—b=f=c	а=р=90°; 7=120°
Моноклинная	а^Ъ+с	а=у=90°; ₽>90°
Триклинная	СЬ-^Ь^^С	
Расстояния между центрами соседних атомов измеряются в ангстремах. Один ангстрем равен I0-8 см и обозначается А. В кристаллическом теле на протяжении 1 см размещаются десятки миллионов кристаллографических плоскостей. Расположение атомов в кристаллическом теле удобно изображать в виде элементарных кристаллических ячеек (рис. 3). Расстояние а между атомами по ребру элементарной кристаллической ячейки называется параметром решетки.
В соответствии с семью кристаллографическими системами координат существует 14 основных типов пространственных кристаллических ячеек. Однако среди ме-
Рис. 1. Схема размещения ато- таллов распространенными являются только мов в кристаллической плоско- Три кристаллические решетки: кубическая сти	объемноцентрированная, кубическая гране-
центрированная и гексагональная (рис. 4). Метод изображения кристаллической решетки, приведенный на рис. 4, является условным. Более правильным было бы изображать атомы в кристаллической решетке в виде соприкасающихся шаров, как это показано на рис. 5.
Рис. 2. Главнейшие кристаллографические плоскости простой кубической решетки: а —< плоскость куба; б — плоскость ромбододекаэдра; в — плоскость октаэдра
10
Некоторые металлы имеют тетрагональную решетку (рис. 6). Отношение параметров с]а характеризует степень тетрагональное™.
Число атомов, приходящихся на одну элементарную ячейку, называется упаковкой, или базисом решетки.
В простой кубической решетке на одну ячейку приходится один атом, так как в вершинах куба имеется 8 атомов, каждый из которых относится к 8 ячейкам (1/8x8= 1).
Рис. 3. Схема элементарной кристаллической ячейки простой кубической решетки
Рис. 4. Элементарные кристаллические решетки, весьма распространенные среди металлов:
а — кубическая объемноцентрированная; б — кубическая гранецентрированная; в —-» гексагональная
В объемноцентрированной кубической решетке на одну ячейку приходится два атома, так как атом, находящийся в центре куба, принадлежит только этой ячейке (1/8x8+1=2).
В гранецентрированной кубической решетке на одну ячейку приходится 4 атома, так как каждый атом, находящийся в центре грани, принадлежит одновременно двум ячейкам; всего у куба 6 граней, следовательно, на одну ячейку приходится 3 таких атома и один атом, составленный атомами, находящимися в вершинах куба (1/8x8 +1/2хб=4).
Связь между атомами в кристаллической решетке в зависимости от их химической природы может быть различной.
Рис. 5. Упаковка атомов в элементарной кристаллической ячейке:
а — объемноцентрироваиного куба; б — гранецентрироваииого куба; в — гексагональной решетки
Для металлов и сплавов характерен металлический вид связи, возникающий между положительно заряженными ионами металла и полусвободными валентными электронами, заряженными отрицательно. Эти валентные электроны являются общими для связываемых атомов, они легко переходят с орбиты одного атома на орбиту соседнего и этим
11
Периодическая
система,
Uganda и	Г руппы								
	1а	Па	Ша	/Га	7a	Via	FZZa	Жа	
	1	2	3	Ч-	5	6	7	8	9
1	1,0079?Н Водород Г		Усладные о бо з нач е н и я • К — кубическая простая КЦ — кубическая объемноцентрироВанная КГЦ — кубическая гранецентрироВанная КС — кубическая сложная Т — тетрагональная объемноцентрироВанная ТГЦ — тетрагональная гранецентрированная ТС — тетрагональная сложная РГЦ — ромбическая гранецентрироВаннал						
2	Литий кц	4 D 9,0122^ Бериллий ГП							
3	22,жЛ Натрии кц	zpwzMff магнии ГП							
Ч-	75 ьг 39,102 П Калий кц	со л 4о,ое LCL Кальций кгц,кц	21 С 44,956 Ж Скандий ГП	4<9оТ1 Титан гп,кц	23 V 50,942 V Ванадий КЦ	2ti 51,996 UP Хром КЦ	25 5^5ОТЙ1 марганец КЦКГЦ.КЦ	55,847^ Железо кц,кгц	58.9332^ кобальт ГЛ.КГЦ
5	^Rb Рубидий КЦ	SzSr Стронций кгцдкц	39 V 88,905 I Иттрий ГП	ад _ 91,22 Lt„ Цирконий ГП, КЦ	Ниобий КЦ	95?4 Мб Молибден КЦ	и Тс Технеций ГП	в 101,07 Кц. Рутений ГП	7<K,®Rh Родий КГЦ
6	55 п 132,905\jS Цезий кц	55 D 137,34D& барий КЦ	51	* 138,91 La Лантан ГП.КГЦ,?	178,4sHf Гафнии гп,кц	73 7Я7,да«1а Тантал КЦ	iw Вольфрам КЦ	75 -186,2 Кб Рений ГП	75 190,2 US Осмий ГП	77 _ 192,2 1Г Иридий КГЦ
7	87 [223] Г Г Фракций	88 г> Ё25]К0, Радий	89 I* [227]АС Актиний						
* Лантаниды	58 Гл 140,12 U С церий КГЦ,?	140,907 Pf Празеодим ГП, КГЦ	144.Z4 Nd, неодим ГП,?	[т7] Pm Прометий	62 с 150,35 от Самарий РЭ,?	55 m 151,96 Ell Едропий КЦ	157,25 Gd Гадолиний ГП
** Актиниды	232,038 Th Торий КГЦ.КЦ	[S/] Ра Протактинии ТС	52 п 238,03 U Кран р,тс,кц	93 - f [237] Np Нептуний Р,ТС,КЦ	94- [242] Ра Плутоний М,РГЦ,Т,КЦ	55 л [243] Ат Америций	55 л [247] Ст кюрий
12
элементов Д.И Менделеева
элемента В													
	П)		ПЬ		шь	ШЬ	Vb		ШЬ		Ш1Ъ		УГЛЬ
10	11		12		13	74	15		16		17		18
РЭ — ромбоэдрическая Р — ромбическая ГП — гексагональная плотная Г — гексагональная А —mana алмаза М —моноклинная													и,оо?б Не Гел ай
					10,811 В Бор Т	6 12,01115 С Углерод А,Г, РЭ	19,0067 N Дзот КЦ,Г		15,9999 0 кислород F; РЭ, КЦ		18,9989 I Фтор	7	20,183 Нй Неон КГЦ
					26,9815kXt Длюминий. КГЦ	W Ci Z8,08B О I Кремний к	7^ D 30,9738 Г Фосфор кц,р		75 о 32,069 □ Сери, РГЦ,^		?7 <гч| 35,953 CL Хлор Т		18 к 39,998АГ Дргон КГЦ
28 ... 58,71 N 1 Никель КГЦ	\29 « 63,59 С U. медь КГЦ		30 - 65,37 £Л Цинк ГП		55,7260, Галлий РГЦ	32 г 72,59 ВО Германий А	33 к 74,5275AS Мышьяк РЭ		39- с< 78,96 Ъ 6 Селен Г,М		35 в 79,909 В Г БрОм РЭ		36 83,80 КГ Криптон КГЦ
wsm Pd. Палладии КГЦ	47 Aw 167,870 Серебро КГЦ		772,40 Cd кадмий ГП		45 I 774,82 1П Индий ТГЦ	50 с 118,69 ОП ОлоВо А,Т	121,75 5Ь Сурьма РЭ		52 127,60 16 Теллур Г		53 126,9099 « Иод РЭ	I	131,жХб ксенон КГЦ
195,09 Pt Платина КГЦ	196,967^1 Золото КГЦ		200,59 Н Ртуть РЭ		z^Utl Таллий гп,кц	8Z п. 207,19 ГО СВинец КГЦ	83 ЕГ 208,980Gt Висмут РЭ		89 [210] РО Полоний К.РЭ		rX]At Дстат		[222] ЯП Радон
													
65 158,929 1 Тербис ГП	ь	66 yv 162,50 By Диспрозий ГП		67 гт« 160,930 ПО Гольмий ГП		78	рч 67,26 Ы Эрбий ГП		69 рр 168,934 1U Тулий ГП		" VK 173,09 10 Иттербий КГЦ,?		774,57 LU Лютеций ГП	
[297] В К берклий		98 Р [2W] If калифорний		99 Гг [254J ES Эйнштейний		100 _ 253] ГТЛ Фермий		1Q1 к / , [255] Mti Менделеевой		103 [255] NO Нобелий		юз . [257] LW Лоуренсий	
I
удерживают всю остальную ионную часть атома на известном расстоянии и во взаимодействии с окружающими ионами. Этим переходом электронов с одной орбиты на другую (орбиту соседних атомов) и характеризуется гомеополярная связь между одноименно заряженными атомами. При образовании химических соединений металлов с неметаллами имеет место гетерополярная связь, которая осуществляется разноименно
а —
кристаллическая тетрагональная решетка
заряженными ионами.
Переход электронов от одного атома к другому осуществляется тем легче, чем теснее атомы прилегают друг к другу и чем плотнее упаковка кристаллической решетки. В этом случае очень показательна компактность каждой решетки металла, т. е. число, показывающее, какую долю всего объема решетки занимают атомы.
В каждой решетке, кроме объема, занимаемого атомами, будет оставаться некоторое пространство, свободное от атомов (см. рис. 5). Если объем, занимаемый атомами, отнести ко всему Рис. 6. Элементарная объему решетки, то получится коэффициент компактности. Очевидно, чем коэффициент компактности больше, тем теснее уложены атомы в решетке. Простая кубическая решетка имеет коэффициент компактности 0,52, объемноцентрированная кубическая — 0,68, а гранецентрированная кубическая — 0,74. Понятно, что связь между атомами в последних двух решетках будет сильнее, чем в первой.
Число атомов, находящихся на наиболее близком и равном расстоянии от данного атома, называется координационным числом. Оно указывает, сколько атомов окружает каждый атом в решетке, являясь ближайшими его соседями. Например, в простой кубической решетке любой атом имеет шесть равноотстоящих атомов; следовательно, координационное число простой кубической решетки равно 6. Центральный атом в кубической объемноцентрировэнной решетке имеет восемь равноотстоящих соседних атомов; следовательно, координационное число кубической объемноцентрированной решетки равно 8. В кубической гранецентрированной решетке координационное число равно 12.
Для сокращения обозначений кристаллической решетки с указанием как типа кристаллической решетки, так и координационного числа
принята следующая система:
простая кубическая.................... Кб
объемноцентрированная кубическая . . К8 гранецентрированная кубическая ....	К12
гексагональная плотноупакованная (с!а=
= 1,633)............................ Г12
Из табл. 2 видно, что большинство металлов имеет решетки К8, К12 и Г12.
§ 3.	КРИСТАЛЛОГРАФИЧЕСКИЕ ПЛОСКОСТИ
Для обозначения направлений в кристаллах и, следовательно, для определения положения плоскостей в пространственной решетке пользуются отрезками, отсекаемыми плоскостью на осях координат (рис. 7).
Для удобства и простоты пользуются не отрезками, а индексами h, k, I, которые представляют собой целые рациональные числа, являющиеся величинами, обратными величинам отрезков, отсекаемых данной плоскостью на осях координат. При этом отрезки по каждой оси измерены соответствующими параметрами а, Ь, с, как единицами масштаба.
Если плоскость параллельна двум осям координат, например у и z (см. рис. 7,а), то отрезки, отсекаемые на осях, будут 1, оо, оо; обратные
14
величины будут у-, —, —, тогда индексы h, k, I будут равны 1,0,0. Индексы плоскостей принято заключать в круглые скобки (100).
Если плоскость отсекает на осях отрезки 1, 1, 1 (см. рис. 7, б); обратные величины будут у, -р у; тогда индексы h, k, I будут равны (111).
Если плоскость параллельна одной оси координат (см. рис. 7, в), то отрезки, отсекаемые на осях, будут 1, оо, 1; обратные величины будут — , —, —, тогда индексы h, k, I будут равны (101).
1 со 1
Рис. 7. Сечения простой кубической решетки плоскостями параллельными: а—грани куба (100); б—грани октаэдра (111); в—грани ромбододекаэдра (101)
Если отрезок какой-либо плоскости отрицательный, то и индекс ее отрицательный, причем у последнего знак минус пишется сверху.
Наиболее важными плоскостями кубической системы являются следующие:
1)	плоскости куба, имеющие индексы (100), (010), (001) и т. д (см. рис. 7,а);
2)	плоскости октаэдра, проходящие через три вершины куба; их индексы (Ш), (111), (111) ит. д. (см. рис. 7, б).
3)	плоскости ромбододекаэдра, проходящие через диагональ и ребра куба; их индексы (НО), (ОН), (НО) и т. д. (см. рис. 7, в).
Применяя кристаллографические индексы, можно определить положение любой атомной плоскости для каждого типа кристаллической решетки.
Рассматривая различные плоскости какой-либо кристаллической решетки, можно определить, как густо они усеяны атомами. От плотности заполнения атомами той или иной грани в кристаллическом теле зависят свойства отдельно взятого кристалла в данном направлении.
§ 4.	ИЗОТРОПИЯ и АНИЗОТРОПИЯ ТЕЛ
Аморфные тела обладают одинаковыми свойствами во всех направлениях, т. е. они изотропны.
Совершенно иная картина в кристаллическом теле. Свойства любого кристалла в различных направлениях по отношению к его осям неодинаковы, но изменение их происходит закономерно; например, у кристалла, имеющего кубическую гранецентрированную решетку, изменение свойств достигает максимума в направлении ромбододекаэдра и минимума — параллельно грани октаэдра и наоборот.
Различие свойств кристаллических тел по разным направлениям по отношению к осям кристаллической решетки носит название анизотропии (от греческого avioog — неравный, тсюло^ — характер). Анизотропия является характерной особенностью свойств любого кристалла. Все кристаллы анизотропны.
15
Исследования монокристалла чистой меди в различных направлениях показали, что предел прочности сгБ изменяется от 12 до 36 кГ/см2, а относительное удлинение 6 — от 10 до 55%. Результаты исследований меди хорошо иллюстрированы на моделях, представленных на рис. 8.
Рис. 8. Модели, показывающие изменения предела прочности (а) и относительного удлинения (б) монокристалла чистой меди в зависимости от направления приложения нагрузки
Например, у образца, вырезанного перпендикулярно:
грани куба .........
грани октаэдра ....
грани ромбододекаэдра ...............
св=14 кГ[млр-, 8=10% св=35 кГ1млА\ 8=33%
ав=20 кГ!млР', 8=50%
Для сравнения укажем, что отожженная поликристаллическая медь имеет предел прочности 22 кГ/мм2 и удлинение — 45%.
§ 5.	СТРОЕНИЕ РЕАЛЬНОГО МЕТАЛЛА
Реальный металл обычно состоит не из одного кристаллического образования — монокристалла, а из большого числа кристаллов, различно ориентированных в пространстве (рис. 9). Различие отдельных зерен между собой заключается в пространственной ориентации их кристаллической решетки. Такое тело называется поликристаллическим. Кристаллы поликристаллического тела, имеющие неправильную форму, носят название зерен, или кристаллитов.
Зерна поликристаллического тела очень малы; в поперечнике их размеры составляют от 0,01 до 0,1 мм. Следовательно, в 1 мм3 насчитывается от 1000 до 1 000 000 зерен.
Несмотря на произвольность расположения каждого из зерен в металле в любом направлении все же насчитывается примерно одинаковое количество различно ориентированных зерен. В результате свойства такого поликристаллического тела во всех направлениях одинаковы, хотя свойства каждого зерна, составляющего это тело, в различных направлениях неодинаковы. Это явление носит название квазиизотропии (ложная изотропия). Такое положение сохраняется только до тех пор, цока зерна не получат определенной ориентировки — текстуры (рис. 10). Например, свойства холоднокатаного материала, измеренные на образцах, вырезанных вдоль направления прокатки, отличны от свойств, измеренных перпендикулярно к направлению прокатки.
16
Поверхностный слой зерна — граница зерна — может изобиловать дефектами и существенно отличаться от сердцевины не только по строению и свойствам, но и по химическому составу. На рис. 11 приведена схема строения границ зерен реального металла. Реальный металл вблизи границы зерна может быть и упрочненным и ослабленным. Упроч-
Рис. 9. Схема строения по-ликристаллического тела
Рис. 10. Микроструктура холоднокатаного металла (текстура)
ненное состояние материала обусловлено искажениями кристаллической решетки, а ослабление вызвано наличием микропустот, легкоплавких составляющих и других примесей, сосредоточенных, как правило, на границах зерна. Состояние границ зерна реальных металлов часто оказывает решающее влияние на свойства и поведение металла в эксплуатации, особенно при высокой температуре.
Зерна реального металла представляют собой своеобразную мозаи
ку, состоящую из отдельных блоков, имеющих размер порядка 1000—100 000 А и повернутых друг относительно друга на угол примерно 10—15 минут. Такое строение зерен носит название мозаичной структуры, а составляющие ее блоки — блоков мозаики. Часто блоки объединяются в более крупные агрегаты — так называемые фрагменты. Фрагменты в свою очередь повернуты относительно друг друга уже на угол в несколько градусов.
В ряде случаев зерна могут состоять из фрагментов без внутренней блочной структуры или только из блоков. Деление зерна на фрагменты называется фрагментацией, или полиго-
Рис. 11. Строение границ зерен реального металла (схема)
низацией.
Блоки мозаики, как уже было сказано, очень малы, но различимы под электронным микроскопом. Размеры блоков и степень их разориен-
тировки определяется при помощи рентгеноструктурного анализа. Однако если фрагменты крупны, то они хорошо видны и при исследовании под оптическим микроскопом. На рис. 12 показана микроструктура
2	3354
17
малоуглеродистой стали, состоящая из крупных зерен феррита, которые в свою очередь состоят из фрагментов и блоков.
Таким образом, кристаллическая структура зерна поликристалличе-ческого реального металла не является идеально правильной. В большинстве случаев правильное кристаллическое строение нарушено вследствие следующих причин: искажения кристаллической решетки, наличия атомных пропусков — вакансий (отсутствие атомов в отдельных узлах решетки), наличия в решетке основного металла атомов другого металла, неправильного геометрического построения — расположения в меж-
Рис. 12. Микроструктура малоуглеродистой стали с явно выраженной полигонизацией:
а — зерна феррита (утолщенные границы) и фрагменты (тонкие линии границ). Х250; б—блочная структура зерна феррита (граница фрагментов и блоки мозанки). X 16 000 (В. С, Касаткин)
доузлиях решетки чужеродных атомов или атомов основного металла и т. д.
Все это оказывает существенное влияние на свойства металлов и сплавов, и те огромные расхождения, которые наблюдаются между теоретической и практической прочностью, объясняются отклонением реальных кристаллов от идеального строения кристаллических решеток. При сравнении механических свойств с данными теоретических расчетов получается, что теоретическая прочность во много раз превышает практическую прочность металлов. Так, например, теоретический предел прочности железа, полученный расчетным путем (исходя из сил сцепления и теплоты сублимации), равен 5600 кГ/мм2, в то время как практический предел прочности железа равен 28 кГ/мм2. Классическая теория пластической деформации не может объяснить этого различия и здесь на помощь приходит теория дислокаций.
Дислокацией называются несовершенства пли дефекты кристаллических решеток реальных металлов, представляющие собой чисто геометрические нарушения кристаллического строения и связанные с отклонениями реальных кристаллов от идеального их строения.
Существует два основных типа дислокаций: краевая, или «линейная», и «винтовая». Наряду с этими основными типами дислокаций существует ряд промежуточных, которые можно рассматривать как состоящие из этих основных типов.
18
Краевую дислокацию можно представить следующим образом Рас-
смотрим блок кристалла, верхняя половина которого сдвинута относительно нижней, но так, что часть верхней половины осталась почти на месте, а вторая часть сдвинулась примерно на один параметр. Линия, отмечающая границу между верхними частями блока кристалла, величина сдвига в которых различна, является линией дислокации. Атомно
кристаллическое строение в плоскости, перпендикулярной этой линии дислокации, показано на рис. 13, где видно, что атомы в верхней половине кристалла над плоскостью MN сближены вдоль направления скольжения, а атомы в нижней половине кристалла над плоскостью MN
раздвинуты. Положение аналогично тому, как если бы в раздвинутую верхнюю часть кристаллической решетки была «вставлена» добавочная атомная полуплоскость PQ. Число рядов атомов над плоскостью MN больше на один ряд, чем под плоскостью MN. Линия
Рис. 14. Схема образования винтовой дислокации
Рис. 13. Структура кристаллической решетки, содержащей краевую дислокацию
дислокации лежит на краю этой полуплоскости, отсюда ее название — краевая дислокация.
Могут существовать также дислокации, обратные той, которая показана на рис. 13. Они образуются, если лишняя полуплоскость атомов «вставляется» снизу, а не сверху. Эти два вида краевых дислокаций называются соответственно положительными и отрицательными. Положительная дислокация обозначается знаком ±, а отрицательная — знаком Т  Дислокации одного и того же знака отталкиваются, а противоположные по знаку притягиваются. Дислокации, противоположные по знаку, сближаясь, будут уничтожать друг друга. Силы притяжения и отталкивания изменяются обратно пропорционально расстоянию между двумя дислокациями.
Винтовую дислокацию также можно проиллюстрировать н=а модели кристалла. Пусть в кристалле сделан надрез плоскостью Q, как показано на рис. 14, и часть кристалла, расположенная справа от плоскости надреза, сдвинута вниз на один межатомный промежуток. Тогда на поверхности кристалла образуется ступенька. Но ступенька проходит не по всей поверхности кристалла, а только от точки Е до края кристалла А. При этом горизонтальные атомные плоскости несколько изогнутся и край каждой из них сомкнется с краем ближайшей соседней плоскости. В результате кристалл окажется как бы образованным единой атомной плоскостью, закрученной по винту. Линия EF, которая является погра-
9*
19
ничнои линией между правой и левой частями кристалла, сдвинутыми на неодинаковую величину, будет линией винтовой дислокации.
Таким образом, кристалл, содержащий одну винтовую дислокацию, не строится из атомных слоев, наложенных друг на друга, как в случае идеального кристалла, а состоит из одной атомной плоскости в форме винтовой лестницы. Отсюда и название «винтовая дислокация», причем ось лестницы называется линией дислокации. Винтовая дислокация может быть либо правой, либо левой. Дислокации разных направлений
различаются силами, действующими между ними. Дислокации одного направления отталкиваются, а различных — притягиваются друг к другу. Винтовые дислокации могут двигаться в плоскости
Рис. 16. Схема срастания зерен (а) и образование краевой дислокации (б)
Рис. 15. Рост кристалла, содержащего винтовую дислокацию
скольжения в направлении, перпендикулярном винтовой оси, а также перпендикулярном плоскости скольжения. Образуются дислокации различными путями: при кристаллизации металлов (рис. 15), при срастании отдельных зерен (кристаллов) и блоков (рис. 16), при перерождении колоний вакансий в дислокации, при пластической деформации и в области высоких давлений.
Основные положения сравнительно молодой теории дислокаций продолжают уточняться и развиваться. Наибольшая трудность в развитии и применении теории дисколаций состоит в том, что дислокации трудно выявлять. Их устанавливают только при больших увеличениях микроскопа или косвенными методами. Установлено, что для отожженных металлов количество дислокаций, пересекающих каждый квадратный сантиметр, составляет 106—108, а для сильно наклепанных— 1012 дислокаций. Для сравнения отметим, что количество вакансий, установленное также косвенным путем, оценивается для отожженного металла в 1016 в 1 сл13, а для наклепанного — до 1019—1020 в 1 ел*3.
Из приведенных данных видно, что при решении многочисленных задач металловедения нельзя не учитывать роли дислокаций.
§ 6.	ПОЛИМОРФИЗМ МЕТАЛЛОВ
Полиморфизм (от греческого лоХи — много и цорерц— форма) в переводе означает многообразие форм и понимается как свойство некоторых веществ при одном и том же химическом составе кристаллизоваться в различных формах и иметь различные внешний вид, строение и свойства. По отношению к химическим элементам слово полиморфизм
20
заменяется словом аллотропия (от греческого ct7.7.og— различный и тролос — образ).
Различные аллотропические формы простых тел были давно известны. Например, белый и красный фосфор, углерод в виде алмаза и графита и т. д.
Аллотропические формы различаются между собой как по кристаллическому строению и внешнему виду, так и по свойствам, проявляемым данным веществом.
Внешняя форма кристалла является отображением его внутреннего строения, поэтому при переходе вещества из одной формы в другую происходит перестройка атомов в новый тип пространственной решетки. Это доказано рентгенографическими исследованиями.
Процесс перестройки атомов у одного и того же металла в новый металлов имеет температура.
тип кристаллической решетки происходит при изменении температуры и давления. Однако основное значение при полиморфных превращениях Разные аллотропические формы одного и того же металла принято обозначать буквами греческого алфавита, которые в виде индексов добавляются к символу, обозначающему элемент. Форма, устойчивая при самой низкой температуре, обозначается буквой а, следующая за ней (при повышении температуры) — буквой р, затем у и т. д. Например, для олова эти формы обозначаются: Sna, Sn₽ и т. д.
Некоторые из металлов (табл. 3), в особенности металлы переходных групп, склонны к полиморфным превращениям.
Таблица 3 Полиморфные модификации металлов
Металл	Модификация	Кристаллическая решетка
Гафний	HfB до 1700° Hfp 1700—2220°	Гексагональная плотной упаковки Кубическая объемноцентрированная
Железо	FeK до 910° и 1400—1539° Fe.( 910—1400°	Кубическая объемноцентрированная Кубическая гранецентрированная
Кобальт	Соа до 400° Со3 400—1495°	Гексагональная плотной упаковки Кубическая гранецентрированная
Марганец	Мна до 727° Мп₽ 727—1095° Мп 1095—1133° Мп8 1133—1243°	Кубическая сложная То же Кубическая гранецентрированная Кубическая объемноцентрированная
Олово	SnK до 13° Sn₽ 13—232°	Решетка алмаза Тетрагональная объемноцентрированная
Титан	Tia до 882° Tip 882—1660°	Гексагональная плотной упаковки Кубическая объемноцентрированная
Уран	Ua до 660° Up 660—775° UT 775—1133°	Ромбическая Тетрагональная сложная Кубическая объемноцентрированная
Цирконий	Zra до 865° Zrp 865—1860°	Гексагональная плотной упаковки Кубическая объемноцентрированная
21
Превращение одной аллотропической формы в другую происходит при постоянной температуре, называемой температурой полиморфного превращения. На кривой температура — время превращение отмечается горизонтальной площадкой (рис. 17).
Постоянство температуры объясняется выделением скрытой тепло-
ты кристаллизации или плавления Теоретически процесс превращения при охлаждении должен происходить при той же температуре, что и при нагревании. Практически же наблюдается явление переохлаждения и этот процесс протекает при более низкой температуре, чем при нагревании, т. е. имеет место гистерезис превращения.
Рис. 17. Кривые охлаждения и нагревания Превращение, например, бе-при аллотропическом превращении лого олова в серое Зпа сопровождается увеличением объема примерно на 25% и происходит при значительном переохлаждении, что объясняется образованием новой, очень сложной кристаллической решетки типа алмаза. Решетка белого олова в полтора раза компактнее решетки серого олова. Изменение объема вызывает в металле «структурные напряжения», под действием которых хрупкое серое олово, образующееся в виде бугорков, рассыпается в порошок. Процесс полиморфного превращения идет с весьма малой скоростью и протекает только на внешней поверхности изделий.
§ 7.	ПОЛИМОРФИЗМ ЖЕЛЕЗА
При нормальной температуре чистое железо имеет кубическую объ-емноцентрированную кристаллическую решетку с параметром а=2,68А. Железо этой модификации обозначается FeK. Это достаточно пластичный, прочный металл, с сильно выраженными магнитными свойствами.
При температуре * 768° на кривой нагревания железа наблюдается площадка, связанная не с полиморфными превращениями, а с изменением магнитных свойств (рис. 18) Металл теряет характерные для него магнитные свойства. Следовательно, выше 786° Fea немагнитно. Иногда немагнитное a-железо называют p-железом и обозначают Fep. Решетка Fep не отличается от решетки Fea, но параметр кристаллической решетки при нагревании увеличивается и становится равным 2,90 А (при 800°).
При температуре 910° происходит полиморфное превращение железа. Кубическая объемноцентрированная решетка Fea при нагревании переходит в кубическую гранецентрированную решетку FeT с параметром с=3,63А (при 1100°). Свойства металла резко меняются: железо приобретает высокую пластичность, высокую вязкость, становится немагнитным.
При температуре 1400° гранецентрированная кубическая решетка у-железа вновь превращается в объемноцентрированную кубическую решетку осжелеза с параметром й=2,93А (при 1425°). Высокотемпературная модификация a-железа иногда называется б-железом и обозначается Ре® • Эта модификация железа немагнитна. Дальнейшее повышение температуры до 1539° приводит к плавлению железа.
При охлаждении железа наблюдаются те же самые превращения, что и при нагревании, но в обратном порядке. Причем, если скорость
Здесь и по всему тексту температура дана в °C.
22
охлаждения достаточно мала (меньше 0,5° в минуту), то температуры превращения при охлаждении совпадают с температурами превращения при нагревании. Лишь при превращении у-железа в (3-железо отмечается переохлаждение до 898°. Это переохлаждение тем больше, чем больше скорость охлаждения.
Превращение у-железа в a-железо при охлаждении сопровождается уменьшением координационного числа кристаллической решетки и
1600
коо
1200 ^1000
s.
& 600
g
ЧОО
200 о
Время
Рис. 18. Кривые нагревания и охлаждения железа при полиморфном превращении (схема)
уменьшением плотности упаковки. FeT имеет координационное число К12, a Fe« — К8. Если бы это уменьшение не компенсировалось в значительной степени уменьшением атомного диаметра, то железо, охлаждаясь, должно было бы при превращении у—а увеличиваться в объеме на 9%. Fla самом деле объем железа увеличивается при этом превращении примерно лишь на 1%. Атомным диаметром называется расстояние между центрами соседних атомов в кристаллической решетке. Атомный диаметр для решетки К8 примерно на 3% меньше, чем для решетки К12.
Таким образом, в твердом состоянии железо обладает полиморфными превращениями и в зависимости от температуры имеет две аллотропические модификации, а именно:
до 910° и от 1400 до 1539°	. . а-железо
от 910 до 1400°............. у-железо
Способность кристаллических тел, в частности железа, принимать те или иные модификации имеет громадное практическое значение.
Глава II
КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ И СТРОЕНИЕ СЛИТКА
§ 1.	ВИДЫ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ
Любой металл или сплав, как известно, может находиться в твердом, жидком или газообразном состояниях. Переход чистых металлов из одного состояния в другое происходит при определенных температурах: из твердого состояния в жидкое — при температуре плавления, из жидкого состояния в газообразное — при температуре кипения.
23
В табл. 4 приведены физико-химические константы важнейших элементов, образующих металлические сплавы.
Таблица 4
Физико-химические константы важнейших элементов, образующих металлические сплавы
Наименование элементов	Символ	Плотность (при 20° С) г/см^	Температура плавления °C	Температура кипения °C	Коэффициент линейного расширения (при 20° С) аХЮ6	Механические свойства			Тип кристаллической решетки при 20° С	Параметры решетки о А		О Атомный радиус в А
						твердость по Бри-нелю в кГ1м.м2	предел прочности кГ/м-м?	относительное удлинение в %		а	С	
Алюминий	А1	2,7	660	2480	23,1	26	8	40	КГЦ	4,05			1,43
Бериллий	Be	1,85	1284	2970	12,3	140	50	20	ГП	2,28	3,58	1,13
Бор	В	2,54	2150	2550	—	—	—	—	Т	8,75	5,04	0,97
Ванадий	V	6,1	1900	3350	8,3	260	—	—	КЦ	3,04	—	1,36
Вольфрам	W	19,3	3410	5930	4,3	300	по	20	КЦ	3,16	—	1,41
Г афний	Hf	13,1	2220	—	—	—	—	—	ГП	3,21	5,08	1,59
Железо	Fe	7,87	1539	3070	11,9	80	28	40	КЦ	2,86	—	1,27
Золото	Au	19,3	1063	2950	14,4	20	14	60	КГЦ	4,08	—	1,44
Кадмий	Cd	8,64	321	765	—	20	6	20	ГП	2,97	5,61	1,52
Кобальт	Co	8,92	1495	3550	12,8	50	25	10	ГП	2,51	4,07	1,25
Кремний	Si	2,32	1412	2600	—	30	—	—	А	5,42	—	1,34
Магний	Mg	1,74	649	1103	25,7	25	15	12	ГП	3,21	5,21	1,60
Марганец	Mn	7,44	1243	2097	22,1	200	—	—	КС	8,91	—	1.30
Медь	Cu	8,96	1083	2600	16,4	35	22	60	КГЦ	3,61	—	1,28
Молибден	Mo	10,2	2620	4800	5,5	160	90	25	КЦ	3,14	—	1,40
Никель	Ni	8,9	1453	3000	13,5	60	45	40	КГЦ	3,52	—	1,25
Ниобий	Nb	8,57	2468	3700	7,2	75	28	50	КЦ	3,30	.—-	1,47
Олово	Sn	7,30	232	2200	22,4	5	2	40	А	6,49	—	1,58
Платина	Pt	21,45	1769	4500	8,8	25	15	50	КГЦ	3,92	—	1,39
Рений	Re	21,02	3180	5900	7,5	200	50	25	ГП	2,76	4,45	1,37
Ртуть	Hg	13,55	—38,87	357	—	—	—	—	РЭ	2,99	70°44,9'	1,55
Свинец	Pb	11,34	327	1740	28,1	5	1,8	50	КГЦ	4,94	—	1,75
Селен	Se	4,82	217	685	—	.—.	—	—	г	4,36	4,95	1,60
Серебро	Ag	10,5	960	1950	18,4	25	18	50	КГЦ	4,08	—	1,44
Сурьма	Sb	6,68	630	1640	—-	30	—	—	РЭ	4,50	57,1°	1,61
Тантал	Ta	16,6	3000	5300	6,6	200	90	40	КЦ	3,30	—	1,47
Титан	Ti	4,51	1668	3500	7,14	130	50	40	ГП	2,95	4,68	1,47
Торий	Th	11,7	1750	4000	—	—	—	—	КГЦ	5,08	—	1,80
Углерод	C	3,52	5000	5000	—	—	—	—	г	2,46	6,7	0,76
Уран	u	19,05	1133	3820	23,0	240	50	15	р	2,85	4,95	1,56
Хром	Cr	7,14	1875	2430	6,2	110	30	3	КЦ	2,88	—	1,28
Церий	Ce	6,77	804	3600	—	—-	—	—	КГЦ	5,16	—	1,82
Цинк	Zn	7,14	419	907	32,5	35	8,5	12	ГП	2,66	4,94	1,37
Цирконий	Zr	6,49	1852	3600	6,23	100	14	—	ГП	3,23	5,13	1,60
Условные обозначения кристаллических решеток:
КЦ— кубическая объемноцентрированная: КГЦ — кубическая гранецентрированная; КС — кубическая сложная; Г — гексагональная; ГП — гексагональная плотная; Т — тетрагональная объемноцентрированная; ТГЦ — тетрагональная гранецентрированная; Р — ромбическая; РЭ —ромбоэдрическая; А — решетка алмаза.
24
Твердое состояние металлов и сплавов, как мы уже знаем, характеризуется закономерным расположением атомов в пространстве, а жидкое— неупорядоченным, хаотическим расположением атомов.
Однако атомы в твердом металле не находятся в неподвижном строго зафиксированном состоянии, а совершают колебания с определенной частотой, характерной для данного металла.
С повышением температуры амплитуда колебания атомов будет увеличиваться, пока не достигнет критической величины, при которой произойдет разрушение кристаллической решетки. Металл из твердого состояния перейдет в жидкое. Таким образом, плавление металлов и сплавов состоит в разрушении кристаллических решеток. И наоборот, кристаллизация, т. е. переход металлов и сплавов из жидкого состояния в твердое, сопровождается образованием кристаллических решеток.
Кристаллизация может происходить из растворов, из расплавленного состояния и при возгонке (процесс сублимации, т. е. переход вещества из газообразного состояния в твердое, минуя жидкое).
Кристаллизация из растворов является частным случаем кристаллизации из расплавленного состояния, так как растворителем является расплавленное вещество. Кристаллизацию из раствора можно вызвать либо путем понижения температуры раствора, либо путем испарения части растворителя.
Кристаллизация из расплавленного состояния происходит только при понижении температуры. Этот вид кристаллизации представляет для металловедения наибольший интерес.
§ 2.	КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ ИЗ РАСПЛАВЛЕННОГО СОСТОЯНИЯ
Установлено, что расплавленный металл, близкий к состоянию кристаллизации, проявляет некоторые признаки упорядоченного строения, присущего кристаллическому телу. Это называется упорядочением ближнего порядка. В нем образуются группы атомов кристаллического вида. Возможно, что по размерам они отвечают элементарным кристаллическим ячейкам.
Беспорядочное расположение этих групп и их легкое взаимное смещение сохраняют за расплавленным металлом свойства, характерные для жидкости. Такое состояние наблюдается до тех пор, пока не наступит момент, при котором из существующих групп не начнется построение устойчивых кристаллических образований. Это и будет началом кристаллизации. Схематически этот процесс можно представить себе как укладку атомов с об
разованием мельчайших кристаллических групп на некоторой центральной группе, которая является центром кристаллизации (рис. 19).
Температура, при которой появляются центры кристаллизации, всегда лежит в области переохлаждения. Величиной (степенью) переохлаждения Af называется разность между теоретической ti и фактической tn температурами кристаллизации:
At=tl—tK.
Большой склонностью к переохлаждению обладают только некоторые металлы. Величина переохлаждения большинства металлов незначи
состояние в физике металлов
Рис. 19. Схема возникновения кристаллических образований
25
тельна (от десятков градусов до десятых долей градуса). Необходимо заметить, что степень переохлаждения зависит от скорости охлаждения: чем больше скорость охлаждения, тем больше степень переохлаждения. Скорость охлаждения Voxn в свою очередь зависит от разности температур металла t\ и охлаждающей среды /0- Чем больше эта разность, тем больше скорость охлаждения
Так как эта разность с понижением температуры неизменно становится все меньше и меньше, то скорость охлаждения будет уменьшаться.
Рис. 20. Схема образования зерен металла при его кристаллизации из расплавленного состояния
Таким образом, кристаллизация расплавленного металла начинается с возникновения центров кристаллизации при его переохлаждении,
Рис. 21. Развитие кристаллов древовидной формы при аммония
кристаллизации хлористого
26
и из этих центров в дальнейшем строятся кристаллы. Процесс возникновения центров кристаллизации и процесс роста кристаллов показаны схематично на рис. 20. На последней схеме изображены лишь границы зерен. Эти границы тождественны с теми очертаниями отдельных зерен, которые наблюдаются при изучении структуры металлов под микроскопом.
Зарождение и постепенное развитие кристаллов легко проследить при затвердевании солей. На рис. 21 показан процесс кристаллизации хлористого аммония, кристаллы которого имеют ветвистую древовидную форму.
Форма растущих кристаллов в первый момент кристаллизации, когда кристаллы еще окружены жидкостью, правильная и одинаковая для всех растущих кристаллов. Но затем при взаимном столкновении кристаллов их правильная форма начинает нарушаться и в затвердевшем металле она становится неправильной. Такие кристаллы, как уже было сказано, называются зернами, или кристаллитами.
Реальный металл состоит из большого числа зерен, имеющих неправильную форму.
§ 3.	ЗАКОНЫ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ
Процесс кристаллизации может быть охарактеризован количественно, если известны две величины: скорость зарождения центров кристаллизации и скорость роста кристаллов.
Скоростью зарождения центров кристаллизации называется число центров (ч. ц.), возникающих в единице объема (1 мм3) в единицу времени (1 сек).
Скоростью роста кристаллов (с. к.) называется линейное перемещение грани растущего кристалла (мм) параллельно самой себе в единицу времени (1 сек).
Крупнейший русский ученый Д. К. Чернов, изучая структуру литой стали, еще в 1878 г. указал, что кристаллизация состоит из двух элементарных процессов: зарождения центров кристаллизации, названных им зачатками, и роста кристаллов из этих центров.
Немецкий ученый Тамман, исследуя кристаллизацию металлов и прозрачных органических веществ, установил, что число центров кристаллизации и рост кристаллов зависят от степени переохлаждения. Определяя значение ч. ц. и с. к., Тамман установил, что с увеличением переохлаждения ч. ц. и с. к. возрастают и при определенной степени переохлаждения имеют максимум (рис. 22). Размер кристаллов при определенной степени переохлаждения зависит от числа зародившихся центров кристаллизации и скорости роста кристаллов.
При максимальном значении скорости роста кристаллов и малом количестве числа центров кристаллизации (случай а) образуются крупные кристаллы. При малом значении скорости роста кристаллов и максимальном количестве числа центров кристаллизации (случай Ь) образуются мелкие кристаллы. Если переохладить жидкость до температур, при которых ч.ц. и с.к. становятся равными нулю (случай с), то жидкость не кристаллизуется, получается аморфное тело, например стекло.
Однако более поздние исследования процессов кристаллизации акад. А. А. Бочвара, проф. К. П. Бунина и других показали, что для кристаллизации реальных металлов схема, предложенная Тамманом, имеет ограниченное значение.
Металлы, обладающие в жидком -состоянии малой склонностью к переохлаждению, невозможно переохладить до таких температур, при которых скорость зарождения центров кристаллизации и скорость роста кристаллов были бы равны нулю. Поэтому кривые с. к. и ч. ц. металлов обрываются уже при малых степенях переохлаждения. На рис. 2.3 при-
27
Скорость кристаллизации - с. к.
Скорость образования центров-ч.ц.
величина переохлаждения 6 °C
Рис. 22. Скорость зарождения числа центров кристаллизации (ч. ц.) и скорость роста кристаллов (с. к.) в зависимости от степени переохлаждения
Рис. 23. Кривые изменения числа центров кристаллизации (ч. ц.) и скорости кристаллизации (с. к.) в зависимости от величины переохлаждения для некоторых легкоплавких металлов (олово, цинк, свинец)
Рис. 24. Дендрит Чернова (два вида). Справа автограф Д. К. Чернова
28
ведены подобные кривые, которые были построены для легкоплавких металлов (олова, цинка, свинца).
Наконец, существует ряд исследований (В. И. Данилов и др.), в которых доказывается, что самопроизвольное образование центров кристаллизации имеет гораздо меньшее значение в практических случаях затвердевания, чем присутствие мельчайших посторонних включений (нерастворимых примесей), являющихся центрами кристаллизации.
Типичной формой кристаллов литых металлов и сплавов является дендрит.
Дендрит — это кристалл, который по своей внешней форме и по процессу роста напоминает дерево. Как показывают наблюдения, вначале образуются оси кристалла, затем заполняются промежутки между осями и в результате получаются кристаллы неправильной формы, называемые зернами.
На рис. 24 показан «дендрит Чернова», найденный учеником Д. К. Чернова подполковником морской артиллерии Берсеневым в усадочной раковине 100-тонного стального слитка цилиндрической формы диаметром 2 м. Слиток был отлит в металлическую изложницу с зафор-аюванной прибыльной надставкой. Высота прибыли равнялась 1,5 м при диаметре 1 м. Вес дендрита — 3,45 кг, длина — 39 см. Меньший отросток этого кристалла был всесторонне исследован и послужил материалом для ряда дальнейших изысканий Д. К- Чернова, А. А. Байкова и других ученых.
Такова история знаменитого «дендрита Чернова», изображение которого до настоящего времени не сходит со страниц учебников по металлографии во всех странах мира. Исследование дендрита, произведенное Черновым, послужило одним из первых наиболее убедительных доказательств кристаллического строения стали.
§ 4.	СТРОЕНИЕ СЛИТКА
Изучение строения стального слитка показало, что его структура состоит из трех основных зон: мелкокристаллической поверхностной зоны, зоны столбчатых кристаллов, занимающих значительную часть «объема слитка, и зоны равноосных кристаллов, расположенных в центре слитка. В верхней и центральной части слитка расположены: усадочная раковина, газовые пузыри, пустоты, усадочная рыхлость и ликвационная зона (рис. 25).
Впервые описание строения стального слитка было дано Д. К. Черновым в 1878 г. Процесс кристаллизации больших объемов металла начинается у стенок изложницы, т. е. там, где жидкий металл охлаждается в первую очередь. Рост первичных кристаллических образований происходит перпендикулярно неровностям поверхности изложницы. Растущие кристаллы сталкиваются и, срастаясь, образуют первую зону мелкокристаллического строения слитка.
После затвердевания первого тонкого слоя главные оси дендритов, расположенные перпендикулярно к поверхности изложницы, продолжают расти и образуют вторую зону, так называемых столбчатых дендритов, расположенных почти параллельно друг другу и занимающих значительную часть объема слитка.
Внутренняя часть металла, затвердевающая последней, охлаждается медленнее, чем периферийные части слитка и, отвод тепла здесь не имеет определенного направления. В результате свободного роста кристаллов, главные оси которых располагаются без определенной ориентировки, образуется третья центральная зона слитка — зона равноосных кристаллов (рис. 26). Зародышами кристаллов здесь обычно являются различные мельчайшие включения, случайно попавшие в сталь, или тугоплавкие составляющие, не успевшие раствориться в жидком металле.
29
На рис. 27 показана структура полосы, вырезанной поперек из стального слитка. Левая часть показывает строение слитка у стенки излож
ницы, а правая — строение центра слитка.
Если изменить скорость охлаждения жидкого металла, сделать ее
достаточно большой, т. е. отлить металл, например, в вертикальную
форму с холодными стенками, то зона столбчатых кристаллов сильно развивается и доходит до самого центра слитка. Такое строение называется транскристаллическим. На рис. 28 показана структура поперечного сечения двух небольших слитков алюминиевой бронзы, отлитых в разных условиях. Левый слиток, полученный при быстром охлаждении, принял резко выраженное транскристаллическое столбчатое строение, которое доходит до центра слитка. Правый слиток, который охлаждался из жидкого состояния с меньшей скоростью, получил смешанную структуру: столбчатую по краям слитка и равноосную посередине.
Рис. 25. Схематическое изображение структуры стального слитка:
7 — дендриты мелкокристаллического строения; 2 — столбчатые дендриты; 3 — равноосные дендриты; 4 — усадочная раковина;
5 — газовые пузыри и пустоты: 6 — усадочная рыхлость и ликвадионная зона
Рис. 26. Схема расположения дендритов в слитке Чернова
Дефекты стального слитка: усадочная раковина, газовые пузыри, пустоты, рыхлость и ликвацион-ная зона, показанные на рис. 25,
всегда образуются в местах, затвердевающих в последнюю очередь. Путем соответствующего охлаждения металла эти дефекты смещают в верхнюю, прибыльную часть слитка, которую затем отрезают. Величина прибыльной части составляет около 20% от длины слитка.
Усадочная раковина, пустоты и рыхлость образуются вследствие уменьшения объема металла при переходе его из жидкого состояния в твердое.
Ликвация, т. е. неравномерное распределение составляющих сплава по всей массе слитка, происходит вследствие того, что последние порции затвердевающего жидкого металла содержат легкоплавкие составляющие. В ликвационных зонах часто скопляются мелкие усадочные пустоты, газовые пузыри, примеси и шлаковые включения.
30
При образовании дендрита также наблюдается явление ликвации. Так как оси дендрита возникают в первую очередь, а междуосное пространство заполняется в последнюю очередь, то оси дендрита и окружа
Рис. 27. Макроструктура полосы, вырезанной поперек из стального слитка ющий их металл будут иметь неодинаковый состав. Это явление носит название дендритной ликвации.
Газовые пузыри образуются вследствие того, что металлы в жидком состоянии способны поглощать кислород, водород, азот и другие газы и затем при затвердевании выделять их.
Рис. 28. Поперечный разрез двух слитков алюминиевой бронзы с явно выраженной транскристаллитной (слева) и смешанной (справа) структурой
Если в период затвердевания сплава выделяющиеся газы не полностью удалятся из металла, то они останутся внутри отливки в виде газовых пузырей.
При плавке в вакууме газовые пузыри не образуются. Исключается также возможность появления таких дефектов, как усадочные раковины, газовые пузыри, пустоты и рыхлость при непрерывном методе разливки стали. При этом методе жидкий металл непрерывно равномерно зали-
31
вается в вертикально расположенный охлаждаемый водой кристаллизатор. Охлаждение металла идет в направлении снизу вверх и слиток при помощи тянущих валков непрерывно (с постоянной скоростью) извлекается из кристаллизатора вниз.
Ванна расплавленного металла при непрерывном методе разливки одновременно является выпором и прибылью, предупреждая образование дефектов, свойственных слитку. Сталь, отлитая таким способом, имеет мелкокристаллическое строение и обладает повышенными механическими свойствами, включая предел выносливости и ударную вязкость. Кроме того, при этом способе разливки стали уменьшаются отходы металла как при литье, так и при механической обработке.
Рис. 29. Структура коленчатого вала мотора с правильно расположенными волокнами
Заканчивая описание строения стального слитка отметим, что форма первичных кристаллов литого металла после горячей обработки давлением (при прокатке, ковке или штамповке) изменяется. Дендриты, деформируясь, превращаются в так называемые волокна. На рис. 29 показана структура коленчатого вала мотора с правильно расположенными волокнами. Волокна следуют конфигурации детали в щеках и шейках.
Механические свойства материала вдоль и поперек волокон различны: вдоль волокон сталь обладает большей прочностью и вязкостью, чем поперек волокон. Например, при степени уковки, равной 6,1, среднеуглеродистая сталь вдоль и поперек волокон имеет соответственно предел прочности 92,6 и 90,3 кГ1мм2, относительное удлинение — 22 и 12% и ударную вязкость — 9,9 и 3,5 кГ -м/см2. Таким образом, предел прочности поперечных образцов по сравнению с продольными ниже всего лишь на 2,5%, в то время как относительное удлинение ниже на 45%, а ударная вязкость — на 65%.
В связи с различием механических свойств вдоль и поперек волокон следует отметить, что электрошлаковый переплав, а также вакуумная плавка с применением синтетических шлаков, резко понижая содержание серы, фосфора, окислов и других неметаллических включений, значительно уменьшают анизотропию механических свойств по волокну.
Глава III
СТРОЕНИЕ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ
§ 1.	ОБЩИЕ СВЕДЕНИЯ О СПЛАВАХ
Сплав представляет собой сложное вещество, получаемое в результате взаимодействия двух или нескольких элементов (преимущественно металлов) в большинстве случаев при охлаждении их из жидкого состояния, т. е. при их сплавлении. Характер взаимодействия элементов в сплавах зависит от атомных радиусов элементов, электронного строения атомов, типа кристаллических решеток и их параметров.
Твердый сплав в зависимости от взаимодействия составляющих его элементов может представлять собой: 1) механическую смесь; 2) химическое соединение и 3) твердый раствор.
Если элементы, составляющие сплав при кристаллизации из расплавов, не взаимодействуют друг с другом, то образуется механическая смесь. По структуре смесь представляет собой неоднородное тело, структурные составляющие которого различимы невооруженным глазом или при увеличении под микроскопом.
Если же элементы, составляющие сплав, взаимодействуют друг с другом, то образуются химические соединения. Соединения металлов, сохраняющие металлические свойства, называются металлическими соединениями. Подобные соединения по структуре представляют собой однородные твердые тела, они образуют свои кристаллические решетки и отличаются от составляющих их элементов температурой плавления и свойствами. Составы этих соединений на диаграммах «состав — свойства» характеризуются так называемыми сингулярными точками. Структура сплава в этом случае будет состоять из зерен образовавшегося химического соединения и зерен чистых металлов, входящих в состав сплава.
Наконец, если элементы, составляющие сплав, способны растворяться один в другом в твердом состоянии, то в результате этого взаимодействия образуются так называемые твердые растворы. При образовании твердого раствора сохраняется решетка одного из сплавляемых элементов, в которой располагаются атомы другого элемента. Структура сплава в этом случае состоит из зерен твердого раствора.
Отметим, что сплавы можно получать не только путем непосредственного сплавления простых тел, но и методом порошковой металлургии — путем спекания смеси спрессованных порошков различных металлов, неметаллов или химических соединений. В результате спекания получаются металлокерамические сплавы.
Кроме того, сплавы можно получать из парообразного состояния при помощи конденсации (метод сублимации) или комбинированного осаждения из водных растворов путем электролиза. Однако наиболее распространенным способом получения сплавов является метод сплавления.
§ 2.	ПРАВИЛО ФАЗ
Процессы, происходящие в металлах и сплавах при их кристаллизации, подчинены общему закону равновесия, который носит название правила фаз, или закона Гиббса.
Правило фаз показывает, какое количество фаз может существовать в сплаве (системе) в условиях его равновесия в зависимости от концентрации (внутренний фактор), температуры и давления (внешние факторы) .
Прежде чем перейти к рассмотрению правила фаз, остановимся на основных понятиях теории сплавов: системе, компоненте, фазе и числе степеней свободы.
3	3354
33
Система — совокупность фаз, находящихся в равновесии. Если система находится в равновесии, то все внутренние и внешние факторы системы (концентрация, температура и давление) уравновешены. Однако в каждой системе обеспечивается возможность взаимодействия между составляющими в соответствии с существующими концентрацией, температурой и давлением.
Система называется равновесной, если происходящие в ней все процессы превращения обратимы.
Система называется простой, если она состоит из одного компонента, например металла, и все превращения, происходящие в ней, будут заключаться лишь в переходе из твердого в жидкое или газообразное состояния, из одной аллотропической модификации в другую и т. п.
Если взять сплав, состоящий, например, из двух металлов, то это уже будет двойная система. Превращения, совершающиеся в двойной системе, будут заключаться не только в том, что металлы будут переходить из твердого состояния в жидкое, но также и в том, что они могут взаимно растворяться один в другом, образовывать химические соединения, переходить из одной аллотропической модификации в другую и т. п.
Компоненты — вещества, необходимые и достаточные для образования системы. Компонентами могут быть элементы (металлы и неметаллы), а также химические соединения, если они не распадаются (не диссоциируют) в рассматриваемом интервале температур на свои составные части.
Фаза — однородная по химическому составу и строению часть системы, отделенная от остальных частей поверхностью раздела.
Фазами системы могут быть элементы (металлы и неметаллы), химические соединения, а также жидкие и твердые растворы с возможными аллотропическими модификациями. В общем случае можно иметь еще и газообразную фазу.
Число степеней свободы системы — число изменений внутренних и внешних факторов (концентрации, температуры и давления), которое не вызывает изменения числа фаз в системе.
Если обозначить через с число степеней свободы, которыми обладает система, состоящая из k компонентов при условии сохранения имеющихся в системе ф фаз, то выражение правила фаз, или закона Гиббса, будет следующим:
c=k—ф+2,
где 2 — число переменных внешних факторов равновесия (температура и давление).
Если учесть, что все превращения в металлах и сплавах происходят при неизменном давлении, т. е. принять давление постоянным, то число переменных внешних факторов уменьшится на единицу. В этом случае уравнение правила фаз примет следующий вид:
c—k—ф+1.
Из этого уравнения следует, что в случае, например, кристаллизации чистого металла, когда имеются две фазы (жидкая и твердая), число степеней свободы будет равно нулю, так как
c—k—ф+1 = 1—2+1 =0.
Следовательно, система при данных условиях не имеет ни одной степени свободы. Обе фазы находятся в равновесии при строго определенной температуре — при температуре затвердевания; температура не может быть изменена до тех пор, пока одна фаза не исчезнет. Такая система называется нонвариантной.
34
Если чистый металл находится в жидком состоянии, когда имеется только одна фаза — жидкая, то число степеней свободы будет равно единице, так как
с,=к—ф+1 = 1—1 + 1 = 1.
Следовательно, система при данных условиях обладает одной степенью свободы. В данном случае, например, можно изменить в определенных пределах температуру, и число фаз системы не изменится. Такая система называется моновариантной.
Из уравнения правила фаз также следует, что, например, в двойных системах число одновременно существующих фаз не может быть более трех. Если фаз окажется больше, то можно утверждать, что сплав не находится в равновесном состоянии.
Таким образом, правило фаз выражает количественную зависимость между числом степеней свободы системы и числом компонентов и фаз в условиях равновесия.
Правило фаз дает возможность предсказать и проверить процессы, происходящие в металлах и сплавах при их нагревании и охлаждении; оно показывает, происходит ли, например, процесс кристаллизации при постоянной температуре или в интервале температур, и, наконец, правило фаз указывает, какое количество фаз может одновременно существовать в системе.
§ 3.	ПОНЯТИЕ О ТВЕРДЫХ РАСТВОРАХ
Встречаясь со словом «раствор», обычно представляют себе жидкий растворитель, в котором растворено некоторое количество другого вещества.
На первый взгляд такое представление очень трудно связать с понятием твердый раствор, так как признаком твердого тела является кристаллическая решетка.
Однако все же возможны такие твердые вещества, которые построены по принципу кристаллической решетки и одновременно обладают характерными признаками растворов.
Известно, что некоторые соли, например сернокислый цинк и сернокислый никель, обладают способностью кристаллизоваться в одном агрегате. Кристалл, растущий в насыщенном растворе одной соли, перенесенный затем в насыщенный раствор другой соли, продолжает расти. Такие кристаллы двух веществ называют твердыми растворами.
«Твердые растворы,— как пишет Н. С. Курнаков,— есть твердые фазы, в которых отношения между составляющими телами (компонентами) могут изменяться без нарушения однородности».
Многие металлы способны образовывать твердые растворы с другими металлами или неметаллами как ограниченной, так и неограниченной растворимости.
Различают три типа твердых растворов: замещения, внедрения и вычисления.
Твердые растворы замещения образуются путем замены атомов основного металла в его кристаллической решетке атомами другого вещества (рис. 30).
Твердые растворы замещения являются или растворами неограниченной или ограниченной растворимости. Образование твердых растворов металлов, по данным Курнакова, Юм-Розери, Агеева, Конобеевско-го и других, определяется следующими основными факторами:
1)	положением металлов в периодической системе элементов;
2)	соотношением атомных радиусов металла-растворителя и растворенного вещества;
3*
35
3) типом кристаллической решетки металла-растворителя и растворенного вещества;
4) электронной концентрацией твердого раствора.
Установлена связь между строением сплавов и расположением элементов в периодической системе Менделеева, образующих сплавы. Элементы-аналоги, имеющие мало отличающиеся атомные радиусы, одинаковые по типу и близкие по параметрам кристаллические решетки, расположены в одной и той же группе или близко друг от друга в менделеевской таблице.
Соотношение атомных радиусов имеет существенное значение для образования неограниченных твердых растворов. Установлено, что для образования неограниченных твердых растворов необходимо, чтобы радиусы атомов сплавляемых металлов отличались не больше чем на 14— 15% один от другого.
Тип кристаллической решетки является важным фактором, определяющим возможность образования неограниченных твердых растворов. Для образования неограниченных твердых растворов необходимо, чтобы металлы обладали одинаковым типом кристаллических решеток. Причем параметр кристаллической решетки основного металла может увеличиваться или уменьшаться в зависимости от размера атома растворенного вещества.
О -атом вещества А	Электронная концентрация твер-
©-атом вещества В	дых растворов также влияет на раство-
римость компонентов. Под электрон-Рис. 30. Схема твердого раствора за- ной концентрацией понимают отноше-мещения	ние числа валентных электронов
к числу атомов сплава.
Если в решетке одновалентного металла растворяется металл, обладающий более высокой валентностью, то количество электронов, приходящихся на один атом решетки раствора (электронная концентрация), увеличивается. Для каждого типа кристаллической решетки твердого раствора существует определенная концентрация электронов, при которой достигается предел ее устойчивости.
Электронная концентрация, при которой достигается предел устойчивости кристаллической решетки, называется критической. 1 вердые растворы с неограниченной растворимостью могут образовываться лишь в том случае, когда электронная концентрация остается ниже критической или сохраняется неизменной.
Твердые растворы внедрения образуются путем размещения атомов растворенного вещества в свободных промежутках между атомами решетки основного металла (рис. 31). Тип решетки твердого раствора внедрения определяется типом решетки основного металла.
Твердые растворы внедрения являются растворами ограниченной растворимости, так как для заполнения промежутков между атомами решетки растворителя требуется относительно небольшое количество растворяемого вещества. Когда все свободные места в кристаллической решетке основного металла заполняются атомами растворенного вещества, твердый раствор достигает предельной растворимости. Дальнейшее повышение количества растворяемого вещества ведет к образованию новой фазы.
Твердые растворы внедрения чаще всего образуются при растворении элементов, атомы которых обладают малыми радиусами (меньше 1,0А). К ним относятся такие металлоиды, как бор, углерод, азот и некоторые другие.
36
При образовании твердого раствора внедрения параметр кристаллической решетки основного металла всегда увеличивается (рис. 32). Твердые растворы внедрения образуются тогда, когда отношение диаметра атома внедряющего вещества к диаметру атома основного металла меньше 0,59.
о— атом веществ а А • - атом вещества В
Рис. 31. Схема твердого раствора Рис. 32. Изменение параметра кристалли-внедрения	ческой решетки твердого раствора внедре-
ния:
а — чистое у-железо; б — у-железо с внедренным углеродом
Твердые растворы вычитания, или растворы с дефектной кристаллической решеткой, образуются только на базе химических соединений. В таких твердых растворах избыточные (против состава химического соединения) атомы одного из компонентов занимают нормальные положения в кристаллической решетке, тогда как места, которые должны быть заняты другими компонентами, оказываются частично свободными.
Так, если титан растворен в карбиде титана TiC, то узлы решетки, принадлежащие ионам титана, заняты полностью, в то время как часть узлов, которые должны быть заполнены ионами углерода, остаются пустыми (рис. 33).
о—атом титана
9 -атом углерода х -незанятый узел
Рис. 33. Схема твердого раствора вы- Рис. 34. Схема искажения кристалличе-читания	ской решетки при образовании твердых
растворов
Впервые твердые растворы вычитания были обнаружены при изучении кристаллической структуры FeO и FeS. Затем они были найдены в TiC. NbC, ZrC, VC и TiN.
В решетках карбидов TiC, NbC, ZrC и VC частично остаются пустыми места, принадлежащие углероду. В решетке нитрида титана TiN при избытке азота остаются незанятыми места, принадлежащие титану.
Образование твердых растворов, как указывалось, сопровождается искажением кристаллической решетки (рис. 34). Еще большие искажения создаются в решетке с пустыми местами, в «дефектных» решетках.
37
В заключение необходимо отметить, что основной особенностью твердых растворов является их способность к диффузии, т. е. перемещению частиц из одного места кристаллической решетки в другое. Диффузия проявляется в том случае, если концентрация смежных участков твердого раствора различна. Скорость диффузии резко увеличивается при повышении температуры в соответствии с известными законами диффузии.
Глава IV
ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ
§ 1. ОБЩИЕ СВЕДЕНИЯ
Диаграммы состояния металлических систем показывают изменение состояния сплавов в зависимости от концентрации компонентов и температуры (давление принимается постоянным). При построении диаграмм состояния обычно пользуются методом термического анализа. Для этого, изготовив достаточное количество сплавов и определив в каждом из них критические точки, при которых происходят превращения как в жидком, так и в твердом состояниях, строят по этим точкам диаграмму состояния.
Рис. 35. Кривые охлаждения (а)
и затвердевания (б) чистого свинца
Для определения критических точек металл или сплав нагревают или охлаждают и через определенные промежутки времени измеряют его температуру. На рис. 35 показаны кривые охлаждения и нагревания чистого свинца. В точке В (см. рис. 35, а) начинается процесс Кристал лизации, который протекает при постоянной температуре, что объясняется выделением скрытой теплоты кристаллизации. В точке С кристаллизация заканчивается. При нагревании свинца в точке В (см. рис. 35, б) начинается процесс плавления, который протекает также при постоянной температуре, что объясняется поглощением скрытой теплоты плавления. В точке С плавление заканчивается.
В этом случае металл имеет одну критическую точку — температуру затвердевания или плавления.
На рис. 36 приведена кривая охлаждения чистой сурьмы, обладающей большой склонностью к переохлаждению. Интервал температур от 631° до точки В есть величина переохлаждения.
38
Кристаллизация сплавов в отличие от кристаллизации металлов, за некоторым исключением, происходит не при постоянной температуре, а в определенном интервале температур. Поэтому на кривых охлаждения сплавов обнаруживается не одна, а две и более критических точек. На рис. 37 приведена кривая охлаждения двойного сплава. В точке В начинается, а в точке D заканчивается процесс кристаллизации сплава.
Рис. 36. Кривая охлаждения чистой сурьмы
Рис. 37. Кривая охлаждения двойного сплава, образующего эвтектику
Если превращения в твердом состоянии термическим методом не выявляются, пользуются другими методами исследования: проводят испытания механических свойств, определяют структуру под микроскопом, применяют рентгеноструктурный анализ, определяют электропроводность и т. д. По результатам этих исследований определяют критические точки, при которых происходят превращения, и строят диаграммы. Различных типов диаграмм состояния чрезвычайно много. Ограничимся разбором только основных из них.
§ 2. ДИАГРАММА СОСТОЯНИЯ ЭВТЕКТИЧЕСКОГО ТИПА
Сплавы, затвердевающие в соответствии с диаграммой состояния эвтектического типа, характеризуются тем, что их компоненты:
1)	в жидком состоянии растворяются друг в друге в любых соотношениях;
2)	в твердом состоянии совершенно не растворяются (практически не растворяются) один в другом;
3)	не образуют химических соединений;
4)	в определенных соотношениях образуют эвтектики;
5)	не имеют аллотропических превращений.
Многие реальные металлические сплавы затвердевают и плавятся в соответствии с диаграммой состояния эвтектического типа; к ним относятся такие системы, как серебро —свинец, алюминий — олово, свинец — барий, кадмий — висмут, свинец — сурьма, олово — цинк.
Рассмотрим построение диаграммы состояния системы свинец — сурьма. Для этого приготовим ряд сплавов с различным содержанием свинца и сурьмы, расплавим их и затем, охлаждая, построим кривые охлаждения (рис. 38). Начальные точки каждой кривой охлаждения соответствуют нулевому отсчету времени и отвечают жидкой фазе. Точки излома и горизонтальные площадки на кривых охлаждения соответствуют критическим точкам.
Чистый свинец (1-я кривая) имеет только одну критическую точку, которая отмечается горизонтальной площадкой при температуре 327°.
39
Чистая сурьма (7-я кривая) также имеет одну критическую точку, которая соответствует температуре 63Г. Охлаждение сурьмы сопровождается переохлаждением.
Сплав, содержащий 13% сурьмы и 87% свинца (эвтектический сплав), имеет также одну критическую точку, выраженную горизонтальной площадкой при температуре 246° (4-я кривая). Все остальные сплавы, содержащие 5% сурьмы и 95% свинца (2-я кривая), 10% сурьмы и 90% свинца (3-я кривая), 50% сурьмы и 50% свинца (5-я кривая) и 75% сурьмы и 25% свинца (6-я кривая), имеют по две критические точки. При этом температуры начала кристаллизации у всех этих сплавов различны и соответственно примерно равны 300, 260, 400 и 560°. Об-
Рис. 38. Построение диаграммы состояния эвтектического типа системы свинец — сурьма по кривым охлаждения
ращает на себя внимание то обстоятельство, что температура конца кристаллизации у всех сплавов одна и та же и равна 246°.
Для построения диаграммы состояния (см. рис. 38) проведем координаты будущей диаграммы, отложим по оси абсцисс содержание компонентов, а по оси ординат — температуру и нанесем на соответствующие ординаты рассмотренных сплавов и чистых металлов полученные критические точки. Соединив затем точки I, соответствующие температурам начала затвердевания, получим линию АВС — линию ликвидуса.
Линией ликвидуса называется геометрическое место точек начала кристаллизации. Выше этой линии все сплавы данной системы находятся в жидком состоянии («liquidus»—жидкий).
Соединив затем точки S, соответствующие температурам конца затвердевания сплавов, получим линию DBE — линию солидуса.
Линией солидуса называется геометрическое место точек конца кристаллизации. Любой из сплавов длинной системы ниже этой линии находится в твердом состоянии («solidus»—твердый). Линия солидуса на диаграмме состояния эвтектического типа является также эвтектической линией, так как на этой линии происходит затвердевание эвтектики.
Эвтектика — это особая механическая смесь чередующихся мельчайших кристалликов свинца и сурьмы. Затвердевание эвтектики происходит при постоянной температуре. Эвтектика имеет постоянный состав и наименьшую температуру плавления.
Следует отметить, что эвтектическая линия не доходит до крайних ординат диаграммы, так как чистые металлы —свинец и сурьма не имеют критических точек при температуре эвтектики.
40
Построенная таким образом диаграмма состояния охватывает все возможные сплавы данной системы, причем каждому сплаву соответствует своя, единственная ордината.
Теперь приступим к анализу диаграммы состояния и в первую очередь рассмотрим строение сплавов по областям диаграммы. Сплавы свинца и сурьмы в области I (см. рис. 38) представляют собой однородные жидкие растворы. Условимся однородные жидкие растворы неограниченной растворимости обозначать следующим образом:
Pb^Sb.
Между линией ликвидуса и линией солидуса происходит затвердевание сплавов, следовательно, любой сплав в областях II и III будет находиться частично в твердом, частично в жидком состоянии. В области II будет идти процесс кристаллизации избытка свинца, а в области III — избытка сурьмы против эвтектического состава. Тогда согласно принятому нами обозначению структура сплавов в области II
Pb-j-(Pb^Sb),
а в области 111
Sb-j-(Pb^Sb).
На эвтектической линии при постоянной температуре, равной 246°, происходит образование эвтектики, содержащей 13% сурьмы и 87% свинца.
Таким образом, на этой линии все сплавы затвердевают полностью и структура сплавов в области /V будет представлять собой смесь избыточных структурно-свободных кристаллов свинца и эвтектики, т. е.
Pb+(Pb + Sb),
а в области V—смесь избыточных структурно-свободных кристаллов сурьмы и эвтектики, т. е.
Sb+(Pb + Sb), если условимся эвтектику обозначать следующим образом:
(Pb + Sb).
На рис. 39 приведена микроструктура чистого свинца (литой нетрав ленный образец), видна полиэдрическая структура белых зерен свинца с темными границами между ними. Чистая сурьма после травления (рис. 40) тоже имеет полиэдрическое строение. Темная и светлая окраска отдельных зерен сурьмы объясняется явлением анизотропии.
Рассматривая под микроскопом какой-либо из доэвтектических сплавов, можно наблюдать темные (быстро травящиеся) избыточные кристаллы свинца, между которыми залегает эвтектика. На рис. 41 приведена микроструктура доэвтектического сплава. Строение эвтектического сплава показано на рис. 42. В строении заэвтектических сплавов наблюдаются светлые избыточные кристаллы сурьмы и эвтектика. На рис. 43 приведена микроструктура заэвтектического сплава.
Перейдем теперь к количественному анализу состава сплава по его микроструктуре. Зная площадь, занятую одной структурной составляющей, например свинцом (см. рис. 41), и площадь, занятую второй структурной составляющей, в данном примере — эвтектикой, можно определить химический состав данного сплава Для этого в поле зрения микроскопа приблизительно, на глаз, определяют площадь, занятую эвтектикой.
Допустим, что в нашем случае доэвтектический сплав содержит
41
Рис. 39. Микроструктура чистого свинца. X 150
Рис. 40. Микроструктура чистой сурьмы. X 150
Рис. 41. Микроструктура доэвтектического сплава системы свинец — сурьма, содержащего 5% сурьмы и 95% свинца: зерна свинца и эвтектика. X 250
Рис. 42. Микроструктура эвтектического сплава системы свинец — сурьма, содержащего 13% сурьмы и 87% свинца: эвтектика. X 250
Рис. 43. Микроструктура заэв-тектического сплава системы свинец —• сурьма, содержащего 40% сурьмы и 60% свинца: зерна сурьмы и эвтектика.
X 250
42
40% эвтектики, тогда состав сплава Кх рассчитывается по следующей формуле:
13 qq°T °° сурьмы,
где 13—содержание сурьмы в эвтектике в %, a S8ET— площадь, занятая эвтектикой (в нашем примере 40%)- Следовательно, исследуемый сплав содержит 5,2% сурьмы и 94,8% свинца (см. рис. 41).
Если сплав заэвтектический и эвтектики в нем, например, 70%, то состав сплава Ку рассчитывается по следующей формуле:
Ку= -87'5эвт % свинца, У 100
где 87 — содержание свинца в эвтектике в %, a S3ET — площадь, занятая эвтектикой (в нашем примере 70%). Следовательно, исследуемый сплав содержит 60,9% свинца и 39,1 % сурьмы (см. рис. 43).
Необходимо помнить, что судить о составе сплава по его структуре можно только в случае, если удельные веса компонентов близки друг к другу.
Чтобы закончить рассмотрение диаграммы состояния эвтектического типа (см. рис. 38), ознакомимся еще с «правилом рычага», или «правилом отрезков», которое формулируется так.
Количества твердой и жидкой фаз данного сплава при рассматриваемой температуре обратно пропорциональны отрезкам горизонтали, проведенной через данную точку до пересечения с линией ликвидуса и с линией солидуса (или с линией ликвидуса и с осью ординат).
В качестве примера рассмотрим заэвтектический сплав, содержащий 60% сурьмы и 40% свинца при температуре 400° (точка Ь, рис. 44). Если отрезок горизонтали ас принять за 100% сплава, то отрезок ab укажет количество твердой фазы, а отрезок Ьс — количество жидкой фазы в процентах.
По правилу рычага можно написать, что
количество твердой фазы аЬ
количество жидкой фазы	Ьс
количество твердой фазы — — -10096, ас
Ьс количество жидкой фазы —----100%.
ас
Таким образом, зная общий вес взятого сплава, можно по диаграмме состояния, пользуясь правилом рычага, определить вес жидкой и твердой фаз сплава при любой температуре.
По правилу рычага можно также определить в доэвтектических сплавах количество структурно-свободного свинца и эвтектики, а в за-эвтектических сплавах — количество структурно-свободной сурьмы и эвтектики.
Так, например, для рассмотренного уже заэвтектического сплава, содержащего 60% сурьмы и 40% свинца при температуре эвтектики, равной 246° (точка S, рис. 44), отрезок BS будет соответствовать в процентах количеству структурно-свободной сурьмы, а отрезок SE — количеству эвтектики, если отрезок BE принять за 100% сплава.
Аналогичной рассмотренной диаграмме будет диаграмма состояния системы, в которой образуется химическое соединение состава АтВ„ и компоненты которой не образуют между собой твердых растворов (см. рис. 60,д). В этом случае ордината на диаграмме состояния, отвечающая составу химического соединения, делит диаграмму на две части. Эти
43
части можно рассматривать как самостоятельные диаграммы состояния эвтектического типа Компонентами первой диаграммы будут металл А
Рис. 44. Определение количества жидкой и твердой фаз по правилу рычага по диаграмме состояния системы свинец — сурьма
и химическое соединение AmBn (система А — АтВ„), а второй — химическое соединение AmBn и металл В (система А,„ВП — В).
§ 3.	ДИАГРАММА СОСТОЯНИЯ НЕОГРАНИЧЕННЫХ ТВЕРДЫХ РАСТВОРОВ
Многие сплавы затвердевают и плавятся в соответствии с диаграммой состояния неограниченных твердых растворов; к ним относятся такие системы, как медь — никель, медь — золото, медь — платина, железо — никель, железо — хром, железо — ванадий, сурьма — висмут и др.
Сплавы, затвердевающие в соответствии с диаграммой состояния неограниченных твердых растворов, характеризуются тем, что входящие в их состав компоненты:
1)	как в жидком, так и в твердом состояниях обладают взаимной неограниченной растворимостью;
2)	не образуют химических соединений;
3)	не образуют эвтектик.
Построение диаграммы состояния неограниченных твердых растворов производится так же, как и построение диаграммы состояния эвтектического типа по кривым охлаждения.
Рассмотрим систему медь — никель. На рис. 45 и 46 показана микроструктура чистой меди и чистого никеля, а на рис. 47 — кривые охлаждения и диаграмма состояния сплавов системы медь — никель.
Кристаллизация чистых металлов будет проходить при постоянной температуре (кривые 1 и 5), а любого сплава этих металлов (кривые 2, 3 и 4)—при переменной температуре, причем характер кривых охлаждения для всех сплавов будет один и тот же, но отличный от ранее рассмотренных.
Рассмотрим кривую охлаждения сплава, содержащего 50% никеля и 50% меди (3-я кривая). Верхний участок кривой до точки / соответствует охлаждению жидкого сплава, представляющего собой однородный жидкий раствор. В точке /, которая соответствует точке, лежащей на линии-ликвидуса, начнется процесс кристаллизации твердого раствора. Участок кривой IS будет более пологим, так как процесс кристаллизации связан с выделением тепла. В точке S процесс кристаллизации за
44
кончится. Эта точка соответствует точке, лежащей на линии солидуса диаграммы состояния.
Участок кривой ниже точки S соответствует охлаждению уже затвердевшего сплава, представляющего собой однородный твердый раствор.
Рис. 45. Микроструктура чистой меди. X 100
Рис. 46. Микроструктура чистого никеля. X 100
Диаграмма состояния неограниченных твердых растворов системы медь — никель приведена на рис. 47. Верхняя слегка выпуклая линия
Рис. 47. Построение диаграммы состояния неограниченных твердых растворов системы никель — медь по кривым охлаждения
представляет собой линию ликвидуса, а нижняя вогнутая — линию солидуса.
Сплавы, лежащие выше линии ликвидуса, будут представлять собой однородные жидкие растворы, т. е.
(Си?±№)ж.р.
В области, лежащей между линией ликвидуса и линией солидуса, сплавы будут находиться частично в твердом, частично в жидком состояниях. Твердая фаза будет представлять собой твердый раствор, а жидкая — жидкий раствор, т. е.
(Си	Ni)T р + (Си Ni)at р,
если твердые растворы неограниченной растворимости условимся обо-
45
значать как
(Cu^Ni)T.p.
Наконец, в области, лежащей ниже линии солидуса, сплавы будут представлять собой однородные твердые растворы, т. е.
(Cu?*Ni)T.p.
Необходимо отметить, что в процессе кристаллизации любого сплава состав твердого раствора и жидкой фазы непрерывно изменяется. Вант-Гофф и Розебум установили закономерности кристаллизации твердых растворов.
Правило Вант-Гоффа и Розебума гласит:
«Если два компонента способны давать неограниченные твердые растворы, то при затвердевании сплава вначале начинают образовываться кристаллы твердого раствора, обогащенные тем компонентом, который повышает температуру плавления сплава».
В качестве примера рассмотрим затвердевание сплава, содержащего 50% никеля и 50% меди (см. рис. 48). При охлаждении этого сплава из жидкого состояния в точке /, лежащей на линии ликвидуса, начинается процесс кристаллизации. Состав первых кристалликов твердой фазы (твердого раствора) будет равен 1\, т. е. концентрации, соответствующей точке k — точке пересечения горизонтали с линией солидуса. Понижение температуры до точки b вызовет изменение состава образующихся кристаллов твердого раствора до концентрации Т2, соответствующей точке а, что также определяется точкой пересечения горизонтали с линией солидуса. Состав жидкой фазы при данной температуре Ь будет равен концентрации /К2, соответствующей точке с — точке пересечения этой же горизонтали с линией ликвидуса. Аналогично при температуре d состав твердой фазы будет равен концентрации Ts, соответствующей точке f, а жидкой фазы Ж3 — концентрации, соответствующей точке р. В момент перехода всего сплава в
рдое состояние состав кристаллов твердого раствора будет равен концентрации, соответствующей точке s.
Однако процесс кристаллизации будет проходить так только в том случае, если охлаждение совершается достаточно медленно и диффузия успевает выравнивать состав- образующейся твердой фазы. В этом случае микроструктура медленно охлажденных (гомогенизированных) различных по составу сплавов будет представлять собой однородные зерна твердого раствора (рис. 49). Структура сплавов похожа на структуру чистых металлов. Различная окраска зерен твердого раствора объясняется анизотропией.
Рис. 48. Диаграмма состояния неограниченных твердых растворов системы никель — медь
На практике охлаждение совершается с гораздо большими скоростями, чем это необходимо для полного завершения процессов диффузии. Поэтому после затвердевания получается не гомогенный, а гетерогенный твердый раствор. В одном и том же кристалле могут быть области с различной концентрацией меди и никеля. На рис. 50 приведено строение такого быстро охлажденного сплава. Светлые кристаллы представляют собой зерна твердого раствора, обогащенные более тугоплав
46
ким компонентом — никелем, а темные зерна обогащены менее тугоплавким компонентом — медью. Если такой образец подвергнуть нагреву до температуры, лежащей немного ниже линии солидуса, и выдержать при этой температуре длительное время, т. е. провести процесс гомогенизации, структура станет однородной.
Чтобы закончить анализ диаграммы состояния неограниченных твердых растворов, рассмотрим возможность применения «правила рычага» к этой диаграмме.
Рис. 49. Микроструктура гомогенизированного сплава системы никель — медь, содержащего 50% никеля и 50% меди: однородный твердый раствор.
Х250
Рис. 50. Микроструктура литого сплава системы никель — медь, содержащего 50% никеля и 50% меди; твердый раствор различной концентрации: светлые зерна твердого раствора обогащены никелем, темные — медью. X 250
В качестве примера возьмем сплав, содержащий 50% никеля и 50% меди, при температуре, соответствующей точке b (см. рис. 48).
По правилу рычага можно написать, что количество твердого раствора   Ьс количество жидкого раствора	ab
Ь с	у
количество твердого раствора = --100 % ,
ас
количество жидкого раствора =---100 %,
ас
т. е. отрезок Ьс укажет содержание твердой фазы, а отрезок ab — содержание жидкой фазы, если горизонтальную линию ас принять за 100% сплава.
§ 4.	ДИАГРАММА СОСТОЯНИЯ ОГРАНИЧЕННЫХ ТВЕРДЫХ РАСТВОРОВ
Многие реальные металлические сплавы затвердевают и плавятся в соответствии с диаграммой состояния ограниченных твердых растворов; к ним относятся такие системы, как свинец — олово, кадмий — цинк, серебро — медь, а также А1—CuA12, Mg—Mg2Pb, Al—Mg2Si, Mg— MgZn2 и др.
Сплавы, затвердевающие в соответствии с диаграммой состояния ограниченных твердых растворов, характеризуются тем, что входящие в их состав компоненты:
1)	в жидком состоянии обладают взаимной растворимостью в любых соотношениях;
47
2)	в твердом состоянии обладают ограниченной растворимостью один в другом;
3)	в определенных соотношениях образуют эвтектику.
Рассмотрим диаграмму состояния системы А1—СпА12, представляющую собой часть диаграммы состояния системы алюминий — медь.
Построение диаграммы состояния ограниченных твердых растворов системы А1—СнА1г производится так же, как построение диаграммы состояния эвтектического типа и диаграммы состояния неограниченных твердых растворов по кривым охлаждения, которые приведены вместе с диаграммой на рис. 51.
Рис. 51. Построение диаграммы состояния ограниченных твердых растворов системы А1 — СиА12 по кривым охлаждения
Алюминий с медью образует твердые растворы переменной концентрации. При температуре 0р растворимость меди в алюминии равна 0,3%, а при температуре эвтектики 548° она увеличивается до 5,6%.
Алюминий и медь в соотношении 46: 54 образуют стойкое химическое соединение СпА12.
Все сплавы этой системы А1—СпА12 по структуре и концентрации можно разделить на четыре группы:
1-я группа содержит меди от 0 до 0,3%;
2-я группа содержит меди от 0,3 до 5,6%;
3-я группа содержит меди от 5,6 до 33,8%;
4-я группа содержит меди от 33,8 до 54%.
Кривые охлаждения сплавов первой группы по характеру и процессам, идущим при затвердевании, ничем не отличаются от кривых охлаждения сплавов, затвердевающих в соответствии с диаграммой состояния неограниченных твердых растворов (см. рис. 47).
Кривые охлаждения сплавов второй группы будут отличаться от ранее рассмотренных. Для примера рассмотрим кривую охлаждения такого сплава (2-я кривая, рис. 51). Участок кривой до точки I соответствует охлаждению жидкого раствора, точка I — температуре начала кристаллизации. Эта температура соответствует точке, лежащей да линии ликвидуса. На участке IS выделяются кристаллы твердого раствора меди в алюминии.
В точке S, лежащей на линии солидуса, заканчивается кристаллизация. На участке Sk никаких процессов, кроме охлаждения, не происходит. В точке k, лежащей на линии предельной растворимости, сплав становится насыщенным и начинается процесс кристаллизации избыточного компонента металлического соединения СпА12п. Индекс «II» (вторичный) здесь показывает, что данная структурная составляющая образо
48
валась при вторичной кристаллизации — кристаллизации из твердого состояния, в отличие от первичной кристаллизации из жидкого состояния. Этот процесс вторичной кристаллизации продолжается до нормальной температуры.
Кривые охлаждения сплавов третьей группы будут похожи на кривые охлаждения сплавов, затвердевающих в соответствии с диаграммой состояния эвтектического типа (3-я кривая, рис. 51) с той глишь разницей, что на участке Ik будет выделяться не чистый металл, а кристаллы твердого раствора меди в алюминии.
Кривые охлаждения сплавов четвертой группы ничем не будут отличаться от кривых охлаждения сплавов третьей группы, но на участке Ik
т'	।
—ь-----о------>------1—о----->-------1----
0,3 5,6 10 А	20	30 33,8 40	50 54 % Си
О 10 20 30 40 ’ 50 ~60 70 80 30 100%СиА12
Рис. 52. Диаграмма состояния ограниченных твердых растворов системы А1 — CuAI2 (часть диаграммы состояния системы алюминий — медь)
будет выделяться не твердый раствор, а кристаллы металлического соединения CuA12i (5-я кривая, рис. 51). Кривые охлаждения чистого алюминия и химического соединения CliA12[ (1 и 6-я кривые), а также кривая охлаждения эвтектики (4-я кривая) имеют по одной критической точке, выраженной горизонтальными площадками.
Общий вид построенной диаграммы состояния А1—СиА12 приведен на рис. 52. Рассмотрим линии диаграммы и строение сплавов по ее областям.
Линия CDE представляет собой линию ликвидуса, а линия CNDF— линию солидуса. Горизонтальный участок линии солидуса NDF называется также эвтектической линией.
Линия MN показывает переменную по температуре растворимость меди в алюминии. Следовательно, линия MN является границей между ненасыщенными твердыми растворами и растворами насыщенными. Поэтому эту линию часто называют также линией предельной растворимости.
В области 1 любой сплав будет представлять собой однородный жидкий раствор алюминия с медью, т. е.
Al^Cu.
В области // и III сплавы будут находиться частично в жидком и частично в твердом состояниях. В области II твердой фазой будет твердый
4	3354
49
раствор меди в алюминии, а жидкой — жидкий раствор алюминия и меди, т. е.
Al(Cu)+(Al^±Cu), если твердый раствор ограниченной растворимости меди в алюминии условимся обозначать как А1(Сн).
В области III жидкой фазой будет являться также жидкий раствор алюминия и меди, а твердой — металлическое соединение СиА12, т. е
СпАЦ +(А15±Си).
Индекс «I» (первичный) показывает, что СиА12 образовалось при кристаллизации из жидкого состояния.
В остальных областях полностью затвердевшие сплавы будут иметь следующее строение:
в области IV — однородный твердый раствор меди в алюминии, т. е.
А1(Си);
в области V — твердый раствор меди в алюминии и вторичный СиА12, т. е.
Al(Cu)+CuAl2n;
в области VI — твердый раствор меди в алюминии, вторичный СнА1г и эвтектика, т. е.
Al (Cu)+CuAl2n 4 [Al (Cu)+CuA12] ;
в области VII — первичный СнА12 и эвтектика, т. е.
CuA12i +[A1(Cu)+CuA12].
Эвтектика этих сплавов представляет собой особую механическую смесь чередующихся мельчайших кристаллов твердого раствора меди в алюминии и металлического соединения СиА12, т. е.
[Al (Сн)+СиА12].
Теперь рассмотрим строение сплавов системы А1—СиА12. На рис. 53 показана структура сплава первой группы, состоящая из зерен твердого раствора меди в алюминии. Структура сплава второй группы приведена на рис. 54; это строение типичное для литого дуралюмина: зерна твердого раствора меди в алюминии и кристаллы вторичного СпА12. Структура доэвтектического сплава: твердый раствор меди в алюминии, кристаллы вторичного СиА12 и эвтектика — приведена на рис. 55. Структура эвтектического сплава — эвтектика, состоящая из мельчайших кристалликов твердого раствора меди в алюминии и СиА12 дана на рис. 56. На рис. 57 приведена структура заэвтектпческого сплава, состоящая из первичных кристаллов СиА12 и эвтектики.
В сплавах, содержащих эвтектику, при помощи расчета, как это делалось при анализе диаграммы состояния эвтектического типа, можно по структуре определить содержание меди. Однако в этом случае надо учитывать количество меди, находящееся в эвтектике и в твердом растворе. Например, в доэвтектическом сплаве, содержащем 30% эвтектики и 70% твердого раствора, количество меди в эвтектике
л 30^318=10 14%
х 100 а в твердом растворе
,	70-5,6	_ оо
ku=------=3,92 %.
у 100
50
Рис. 53. Микроструктура сплава системы алюминий — медь, содержащего 0,2% меди: зерна твердого раствора. X 250
Рис. 54. Микроструктура сплава системы алюминий — медь, содержащего 4% меди: зерна твердого раствора и вторичный CuA12. X 250
Рис. 55. Микроструктура доэвтектического сплава системы алюминий - - медь, содержащего 12% меди: зерна твердого раствора, вторичный СиА12 и эвтектика. X 250
Рис. 56. Микроструктура эвтектического сплава системы алюминий - медь: эвтектика. X 250
Рис. 57. Микроструктура за-эвтектического сплава системы алюминий — медь, содержащего 45% меди: первичный СиА12 и эвтектика. X 250
4*
51
Следовательно, исследуемый сплав содержит kx+kv= 14,06% меди,
что соответствует точке А, лежащей на оси абсцисс диаграммы состояния системы А1—CuA12 (см. рис. 52).
При определении состава заэвтектических сплавов рассчитывают количество меди, находящееся в эвтектике и в химическом соединении CuA12i- Сумма этих количеств будет соответствовать содержанию меди в заэвтектическом сплаве.
Чтобы закончить анализ, диаграммы состояния системы А1—СиАЬ отметим, что «правило рычага» применимо и к этой диаграмме.
§ 5.	ДИАГРАММА СОСТОЯНИЯ ПЕРИТЕКТИЧЕСКОГО ТИПА
Многие сплавы затвердевают и плавятся в соответствии с диаграммой состояния перитектического типа; к ним относятся такие системы, как золото—платина, серебро—платина, медь—цинк, медь—олово, олово—сурьма, кадмий—ртуть, железо—углерод (верхний левый угол диаграммы) и др.
Сплавы, затвердевающие в соответствии с диаграммой состояния перитектического типа, характеризуются тем, что входящие в их состав компоненты:
1)	в жидком состоянии обладают взаимной растворимостью в любых соотношениях;
2)	в твердом состоянии обладают ограниченной взаимной растворимостью;
3)	при определенном соотношении претерпевают перитектическое превращение.
Диаграмма состояния перитектического типа отличается от диаграммы состояния ограниченных твердых растворов тем, что образовавшиеся в процессе охлаждения кристаллы твердого раствора в дальнейшем взаимодействуют с оставшейся жидкой фазой и дают кристаллы другого твердого раствора. Такой процесс образования новой твердой фазы называется перитектическим.
Перитектическими также называются: температура, при которой протекает процесс; горизонтальная линия на диаграмме состояния, соответствующая этой температуре; сама реакция взаимодействия жидкой и твердой фаз и составы фаз, находящиеся в равновесии при данной температуре. В соответствии с правилом фаз при перитектическом превращении в равновесии должны находиться три фазы: две фазы (твердая и жидкая), взаимодействующие между собой, и третья (твердый раствор), получающаяся в результате этого взаимодействия.
Строятся диаграммы состояния перитектического типа так же по кривым охлаждения, как и другие, ранее рассмотренные диаграммы.
Рассмотрим кривые охлаждения и диаграмму состояния перитектического типа (рис. 58). Компонентами сплава возьмем металлы А и В. Обозначим твердый раствор металла В в металле А буквой а, а твердый раствор металла А в металле В буквой р. Таким образом, твердый раствор на основе металла А — a-твердый раствор, а твердый раствор на основе металла В — p-твердый раствор.
Линия ADB диаграммы — является линией ликвидуса, линия АСРВ — линией солидуса, горизонтальная линия CPD — перитектической линией. В отличие от эвтектической, эта линия соответствует не самой низкой температуре затвердевания сплавов, как это было на ранее рассмотренных диаграммах состояния эвтектического типа и ограниченных твердых растворов (см. рис. 38 и 51), а расположена при температуре, лежащей между температурами затвердевания чистых металлов.
Вертикальные линии СМ и PN (см. рис. 58), ограничивающие твер
52
дые растворы, с понижением температуры у некоторых систем (например, у сплавов системы серебро—ртуть или у сплавов системы олово— сурьма) могут располагаться и наклонно, что свидетельствует об изменении предельной растворимости с изменением температуры.
Для анализа -структур, образующихся в результате затвердевания сплавов, и для того, чтобы разобраться в процессах, происходящих при перитектическом превращении, рассмотрим кривые охлаждения сплавов. Часть кривых охлаждения (1, 2, 6 и 7) ничем не отличается от ранее рассмотренных (см. рис. 47 и кривые 1 и 2 на рис. 51). При охлаждении
Рис. 58. Построение диаграммы состояния перитектического типа по кривым охлаждения
сплава, содержащего 35% металла В и 65% металла А (3-я кривая), в точке /, соответствующей линии ликвидуса, начинается образование кристаллов твердого раствора а. К моменту охлаждения сплава до температуры К жидкая фаза будет иметь состав, соответствующий точке D, а твердая фаза — соответствующий точке С. Количество кристаллов в соответствии с правилом рычага будет измеряться отрезком KD, а количество жидкости—'отрезком КС, если отрезок CD принять за 100% сплава. В точке К начнется перитектическое превращение, которое заключается в том, что кристаллы сствердого раствора состава С, взаимодействуя с жидкой фазой состава D, будут образовывать кристаллы нового p-твердого раствора состава Р. В точке S перитектическое превращение закончится при этом жидкая фаза будет полностью израсходована на образование кристаллов р-чвердого раствора, а кристаллы a-твердого раствора окажутся в избытке. Перитектическое превращение в этом случае можно записать следующим образом:
а+жидк. раствор = р + а (остаток).
Следовательно, в результате затвердевания сплавов, содержащих от С до Р°/о металла В, образуется структура, состоящая из кристаллов а-твердого раствора и кристаллов р-твердого раствора Количество кристаллов а в рассмотренном сплаве будет измеряться отрезком КР, а кристаллов [3— отрезком КС, если отрезок СР принять за 100%.
В качестве примера на рис. 59 приведена перитектическая микроструктура сплава олово—сурьма, содержащего 25% сурьмы.
При охлаждении сплава, содержащего 50% металла А и 50% металла В (4-я кривая, см. рис. 58), в точке / также начнется выделение кристаллов твердого раствора а. В момент достижения горизонтали
53
в точке Р в соответствии с правилом рычага количество кристаллов твердого раствора а состава С будет измеряться отрезком PD, а количество жидкой фазы состава D будет измеряться отрезком PC. В точке Р начинается перитектическое превращение, которое закончится в точке 5. Вся жидкая фаза и все кристаллы твердого раствора а будут полностью израсходованы на образование кристаллов твердого раствора р.
В этом случае перитектическое превращение можно записать следующим образом:
а+жидк. раствор = р.
Рис. 59. Перитектическая микроструктура сплава системы олово — сурьма, содержащего 25% сурьмы и 75% олова: а- и p-твердый раствор. X 250
Таким образом, сплав перитектического состава, содержащий 50% металла А и 50% металла В, затвердевая, приобретает структуру однородного твердого раствора р.
При охлаждении сплава, содержащего 65% металла А и 35% металла В (5-я кривая), в точке / также начинается процесс затвердевания с образованием кристаллов твердого раствора а. При понижении температуры сплава до точки Е в соответствии с правилом рычага количество кристаллов твердого раствора а состава С будет измеряться отрезком ED, а количество жидкой фазы состава D будет измеряться отрезком ЕС. В точке Е начнется перитектическое превращение, которое закончится в точке Н, но жидкая фаза при перитектическом превращении не будет полностью израсходована на образование кристаллов p-твердого раствора, в то время как кристаллы a-твердого раствора полностью исчезнут. Количество кристаллов p-твердого раствора будет измеряться отрезком ED, а количество оставшейся жидкой фазы — отрезком ЕР.
в этом случае можно записать сле-
Перитектическое превращение дующим образом:
а+жидк. раствор = р + жидк. раствор (остаток).
При дальнейшем охлаждении сплава от точки И до точки S будет происходить процесс затвердевания оставшейся жидкой фазы в кристаллы р-твердого раствора. В точке S сплав полностью затвердеет. Следовательно, в результате затвердевания сплавов, содержащих от Р до £>% металла В, хотя вначале и происходит образование кристаллов a-твердого раствора, но в результате перитектического превращения и дальнейшего процесса затвердевания оставшейся жидкой фазы ниже перитектической температуры образуется структура однородного р-твердого раствора.
Совершенно очевидно, что микроструктура, которая получается в результате перитектического превращения, не имеет такого характерного строения, как при эвтектическом превращении.
Заметим также, что при перитектическом превращении вместо р-твердого раствора могут образовываться кристаллы химического соединения. Такое химическое соединение является неустойчивым и при нагревании сплава распадается при перитектической температуре.
Заканчивая анализ диаграммы состояния перитектического типа, отметим, что правило рычага применимо и к этой диаграмме.
54
§ 6.	ДИАГРАММЫ «СОСТАВ — СВОЙСТВА» МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СИСТЕМ
Между диаграммами состояния и диаграммами «состав—-свойства» существует определенная зависимость. Если по оси абсцисс отложить составы сплавов, а по оси ординат—-свойства этих сплавов, например электросопротивление или электропроводность, твердость или прочность, пластичность или вязкость и т. п., то получим определенные закономерности, которые и называются диаграммами «состав—свойства», или законами Курнакова.
На рис. 60 приведены рассмотренные ранее основные типы диаграмм состояния а, б, в, г сплавов А—В и нерассмотренная пятая диаграмма состояния д с химическим соединением Ат В„. Под этими диаграммами расположены соответствующие им диаграммы состав — свойства.
Рис. 60. Диаграммы состояния и соответствующие им диаграммы «состав — свойства» (по Н. С. Курнакову)
Крайние ординаты на диаграммах «состав — свойства» показывают свойства чистых компонентов, а промежуточные — свойства сплавов в зависимости от их состава.
Нетрудно видеть, что каждому типу диаграмм состояния свойственна своя определенная закономерность изменения свойств сплавов в зависимости от изменения концентрации компонента В. Рассмотрим каждую пару из этих диаграмм в отдельности.
Диаграммы а. Сплавы затвердевают в соответствии с диаграммой состояния эвтектического типа, при сплавлении образуются механические смеси. В этом случае свойства сплавов изменяются по закону прямой линии (аддитивно) и значения свойств любого из сплавов находятся в интервале между свойствами чистых компонентов.
Диаграммы б. Сплавы затвердевают в соответствии с диаграммой состояния неограниченных твердых растворов. В этом случае свойства сплавов изменяются по криволинейному закону и могут значительно отличаться от свойств, входящих в сплав компонентов. Поэтому при образовании твердых растворов кривая свойств на диаграмме «состав—свойства» проходит через пологий максимум.
Диаграммы в. Сплавы затвердевают в соответствии с диаграммой состояния ограниченных твердых растворов. В этом случае свойства сплавов в интервале концентраций, соответствующих однофазным твердым растворам, изменяются по криволинейному закону (как на диаграммах б), а в двухфазной области — по прямолинейному закону (как на диаграммах а), причем крайние точки на прямой соответствуют границе предельной растворимости и являются свойствами насыщенных твердых растворов.
Диаграммы г. Сплавы затвердевают в соответствии с диаграммой состояния перитектического типа. В этом случае так же, как и в преды
55
дущем, свойства сплавов в интервале концентраций, соответствующих однофазным твердым растворам, изменяются по криволинейному закону, а в двухфазной области — по прямолинейному закону.
Диаграммы, д. Сплавы затвердевают в соответствии с диаграммой состояния, компоненты которой образуют химическое соединение. При сплавлении компоненты данной системы А и В с образовавшимся химическим соединением АтВ„ образуют механические смеси. В этом случае свойства сплавов изменяются по закону прямой линии, но при составе, соответствующем химическому соединению AmBn, на диаграмме состав— свойства наблюдается перелом прямой линии с образованием максимума или минимума. Эта точка перелома, соответствующая химическому соединению, называется сингулярной точкой. Найдя стехиометрическое соотношение компонентов данного химического соединения, можно по диаграмме состав-—свойства определить, какому составу отвечает сингулярная точка.
В заключение необходимо отметить, что диаграммы состав—свойства имеют исключительно важное значение для изучения природы металлических систем и определения состава сплавов с оптимальными физико-химическими и механическими свойствами.
Глава V
ДИАГРАММА СОСТОЯНИЯ СИСТЕМЫ ЖЕЛЕЗО — УГЛЕРОД
§ 1. ОБЩИЕ СВЕДЕНИЯ
Диаграмма состояния системы железо — углерод относится к одной из самых сложных. Изучение ее необходимо, так как железоуглеродистые сплавы широко применяются в современной технике. Наиболее важной в практическом отношении является часть диаграммы, характеризующая состояние сплавов, содержащих до 6,67% углерода. При 6,67% С образуется химическое соединение железа с углеродом Fe3C— карбид железа. Поэтому эта часть диаграммы часто называется диаграммой «железо — карбид железа».
Чистое электролитическое железо — это очень мягкий, пластичный металл белого цвета с плотностью 7,87 г/см3, мало похожий на знакомое нам техническое железо.
В твердом состоянии, как было сказано выше, железо при нагревании претерпевает три превращения: одно магнитное — при температуре 768° и два полиморфных — при температурах 910 и 1400°. При температуре 1539° железо плавится.
На рис. 61 показано изменение параметра кристаллической решетки железа при повышении температуры. Из диаграммы видно, что параметры кристаллических решеток а-, р- и б-железа в зависимости от температуры изменяются по закону прямой линии. Это еще раз подтверждает, что существуют две аллотропические формы железа, a-железо и у-железо, а не четыре, как считали раньше.
Углерод при взаимодействии с железом образует ограниченные твердые растворы типа внедрения и, как было сказано выше, химическое соединение— карбид железа Fe3C, называемое также цементитом.
Цементит представляет собой самую твердую, но вместе с тем очень хрупкую фазу в системе железо — углерод. По твердости цементит занимает среднее положение между корундом и алмазом.
Пространственная решетка цементита орторомбическая (рис. 62). Кристалл цементита состоит из ряда октаэдров, оси которых располо
56
жены под некоторыми углами друг к другу. Внутри каждого октаэдра располагается атом углерода. Каждый атом железа принадлежит одновременно двум октаэдрам. Плотность цементита близка к плотности железа и составляет 7,82 г!см'й.
Рис. 61. Изменение параметра кристаллической решетки железа в зависимости от температуры
Температура плавления цементита не могла быть определена пирометрически, так как уже около 1100° цементит распадается, выделяя свободный углерод. По косвенным данным, температура плавления цементита— около 1600°. При нормальной температуре цементит магнитен, при температуре 210° магнитные свойства его исчезают. Цементит
О — Ягпом железа
• —Ртом углерода
Рис. 62. Кристаллическая решетка цементита
способен образовывать твердые растворы замещения. Атомы углерода в цементите могут замещаться азотом, кислородом, а атомы железа — марганцем, хромом, вольфрамом и другими элементами.
Для построения диаграммы состояния системы железо — углерод поступают так же, как при построении ранее рассмотренных диаграмм.
57
Необходимо только иметь в виду, что при определении критических температур железоуглеродистых сплавов нельзя пользоваться одним только термическим анализом, так как тепловой эффект некоторых превращений очень мал.
§ 2. АНАЛИЗ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ СИСТЕМЫ ЖЕЛЕЗО — УГЛЕРОД
Общий вид диаграммы состояния системы железо — углерод приведен на рис. 63, а упрощенный (без области б-железа) на рис. 64.
Часть диаграммы, охватывающая области затвердевания жидких сплавов, состоит из следующих линий (см. рис. 64):
ACD — линия ликвидуса, состоящая из двух ветвей: АС и CD;
АС — линия начала кристаллизации аустенита.
Аустенит представляет собой твердый раствор углерода в у-железе, т. е. FeT (С).
Решетка аустенита-—куб с центрированными гранями, в центре которого находится атом (ион) углерода.
CD — линия начала кристаллизации первичного цементита РезС;
AECF — линия солидуса, состоящая из двух ветвей: АЕ и ECF,
АЕ — линия конца кристаллизации аустенита;
ECF — эвтектическая линия, т. е. линия затвердевания жидкого раствора эвтектической концентрации состава С в эвтектику.
Эвтектика представляет собой механическую смесь кристалликов аустенита и цементита, т. е. [FeT (С) +РезС].
Образуется эвтектика из жидкого раствора, содержащего 4,3% углерода при постоянной температуре, равной 1130°.
При дальнейшем охлаждении ниже линии солидуса AECF происходят процессы, которые обусловливаются полиморфными превращениями железа и уменьшением растворимости углерода в a-железе и у-железе. Эти процессы, совершающиеся ниже линии AECF, представлены нижней левой частью диаграммы, которая часто называется «стальной» частью диаграммы (рис. 65).
«Стальная» часть диаграммы состоит из следующих линий:
GOS — линия начала перекристаллизации аустенита в феррит.
Феррит представляет собой твердый раствор углерода в а-железе, т. е. Fea (С). Решетка феррита-—объемноцентрированный куб.
SE — линия начала кристаллизации вторичного цементита Fe3Cn из аустенита;
•GMP— линия конца перекристаллизации аустенита в феррит;
МО— линия магнитного превращения феррита;
PQ— линия начала кристаллизации третичного цементита Fe3Cm из феррита;
PSK — эвтектоидная, или перлитная, линия, т. е. линия превращения аустенита концентрации состава S в перлит.
Перлит это механическая смесь кристалликов феррита и цементита, т. е. Fea (С) +Fe3C.
Образуется перлит из аустенита, содержащего 0,8% углерода, в результате эвтектоидного распада при постоянной температуре, равной 723°.
Эвтектоидная смесь (перлит) имеет такое же строение, как и эвтектическая. Разница заключается только в том, что эвтектика образуется из жидкого раствора по линии ECF (см. рис. 64), а эвтектоид — из твердого раствора по линии PSK и в том, что первая смесь состоит из чередующихся кристаллов аустенита и цементита, а вторая — из феррита и цементита. Это обстоятельство и заставляет линию PSK называть не эвтектической, как линия ECF, а эвтектоидной.
При охлаждении чугунов на линии PSK в результате эвтектоидного распада из эвтектики образуется ледебурит.
58
Жидкий раствор * S'-твердый раствор
1539
S-твердый раствор——
6 твердый раствор/ р/ор у твердый раствор'
5
юоо
Жидкий раствор
1300
1200
ИЗО
1100
Е <3
Цементит* эвтектика
Аус тенит ^твердый раствор)/^
Аустенит * цементит *	.
эвтектика	Е
। а
Жидкии раствор * аустенит
910
Аустенит* феррит^
800 Феррит
Жидкии раствор+цементит (первичный)
'Аустенит/'1 цементит * (вторичный) I
't'CppUIH	w »  —₽•
(jx-твердый раствор)-\р —
/—1—1 ---------1 1-------------------------. -I
\Феррит*\Перлит* }Перлит±цементит±ледебурит\ ^перлит цементит । (перлит+ цементит) ।
600&-
723
700
Феррит* цементит (третичный) —
Цементит* ледебурит (перлит* цементит)
(перлит* цементит)
Q 0,8 1	2	3	'	4,3	5	,	5 Б,БГ/о\
О 10	20	30	40	50	60	70	80	90	100%('«3Z
Концентрация
Рис. 63. Диаграмма состояния системы железо — углерод
Рис. 65. «Стальная» часть диаграммы состояния системы железо — углерод
60
Ледебурит это механическая смесь перлита и цементита, т. е. {[Fea(C) + F3C]+Fe3Cj.
Образуется ледебурит из эвтектики, содержащей 4,3% углерода и •состоящей из аустенита и цементита, в результате эвтектоидного распада при постоянной температуре, равной 723°.
В отдельных областях диаграммы железо — углерод (см. рис. 64) сплавы имеют следующее строение.
I.	Однородный жидкий раствор
Fe^±C.
II.	Кристаллы аустенита и жидкий раствор FeT(C)+(Fe^C).
III.	Кристаллы первичного цементита и жидкий раствор
Fe3CI+(Fe5±C).
IV.	Аустенит
FeT(C).
V.	Аустенит и вторичный цементит FeT(C)+Fe3Cn.
VI.	Аустенит, вторичный цементит и эвтектика
Fe7 (С) + Fe3Cn + [FeT (С) + Fe3 С].
эвтектика
VII.	Первичный цементит и эвтектика
Fe3CI+[Fe7(C) + Fe3C].
VIII.	Аустенит и р-феррит
FeT(C) + FeP (С).
IX.	Аустенит и а-феррит
Fe7(C) + Fea(C).
X.	Феррит
Fea(C).
XI.	Феррит и третичный цементит
Fea(C)-j-Fe3Cin.
XII.	Феррит, третичный цементит и перлит
Fea (С) + Fe3Cin + [FeK(C) + Fe3C],
перлит
XIII.	Перлит и вторичный цементит
[Fea(C)+Fe3C]+Fe3Cn.
XIV.	Перлит, вторичный цементит и ледебурит
[FeB(C)+Fe3 С] -ф Fe3 С„ -ф j [Fen (С)+Fe3C] + Fe3 Сj. ' пеплит ~~ цементит перлит—продукт цементит 1	вторичный распада аусте- эвтектики
продукт распада аустенита ,11ита эвтектики г
ледебурит
XV.	Первичный цементит и ледебурит
Ре3С, + {[Fe.(C) + Fe3C] + Fe3C|. цементит перлит—продукт цементит первичный распада аусте- эвтектики нита эвтектики
ледебурит
61
В зависимости от количества углерода стали делят на доэвтектоид-иые, содержащие от 0 до 0,8% углерода, эвтектоидные, содержащие 0,8% углерода, и заэвтектоидные, содержащие выше 0,8% углерода.
§ 3. МИКРОСТРУКТУРА СПЛАВОВ СИСТЕМЫ ЖЕЛЕЗО — УГЛЕРОД
Сплавы железа с углеродом, содержащие до 2,0% углерода, называются сталями, а с более высоким процентным содержанием углерода — чугунами.
Все сплавы системы железо — углерод в зависимости от содержания углерода после их затвердевания и завершения процессов, происходящих при медленном охлаждении в твердом состоянии, можно разделить на шесть групп (табл. 5).
Таблица 5 Структура железоуглеродистых сплавов
Группа	Содержание углерода %	Структура
1 2 3 4 5 6	От 0 до 0,01 От 0,01 до 0,03 От 0,03 до 0,8 От 0,8 до 2,0 От 2,0 до 4,3 От 4,3 до 6,67	Феррит Fe«(С) Феррит и третичный цементит: FeK (С) + Fe3 Сщ феррит	цементит третичный Феррит, третичный цементит и перлит: Fea (С) + Fe3Cm + [Fea (С) + Fe3C] феррит	цементит феррит	цементит третичный перлита	перлита перлит Вторичный цементит и перлит: Fe3Cn + [Fea (С) + Fe3C] цементит	феррит	цементит вторичный перлита	перлита перлит Третичный цементит, выделяющийся из феррита в перлите нитке температуры 723°, при микроскопическом исследовании не обнаруживается, так как он присоединяется к цементиту перлита; поэтому он не включен в структурную формулу. Этими четырьмя группами охватываются все стали. Перлит, вторичный цементит и ледебурит: [Fea (С) + Fe3 С] + Fe3 Сп + {[Fea (С) + Fe3 С] + Fe3 С} перлит	цементит	перлит—продукт	цеменит вторичный распада аустенита	эвтектики '		эвтектики продукт распада	'		-		 — — —г аустенита» образовавшее	ледебурит гося в области II Вторичный цементит в ледебурите, выделяющийся из аустенита эвтектики ниже температуры 1130°, при микроскопическом исследовании не обнаруживается, так как он присоединяется к цементиту эвтектики; поэтому он не включен в структурную формулу Первичный цементит и ледебурит: Fe3 Cj + {[Fe„ (С) + Fe3 С] + Fe3 С} цементит перлит—продукт рас-	цементит первичный пада аустенита эвтек-	эвтектики тики ледебурит
62
Сплавы первой группы, содержащие до 0,01% углерода, несмотря на тщательное рафинирование, содержат примеси — кремний, марганец, серу и фосфор — сотые доли процента. Это почти чистое железо. Микроструктура такого сплава — феррит (рис. 66).
Рис. 66. Микроструктура железа типа армко, содержащего О,О1*>/о углерода: феррит. X 500
Рис. 67. Микроструктура технически чистого железа, содержащего 0,025% углерода: феррит и третичный цементит. Х500.
Структура сплавов второй группы, содержащих от 0,01 до 0,03% углерода, представляет собой феррит и третичный цементит (рис. 67). Это технически чистое железо.
Выделение мельчайших очень твердых частичек цементита внутри пластичных зерен феррита упрочняет его. Выделение же цементита по границам зерен снижает его вязкость.
Сплавы третьей группы, содержащие от 0,03 до 0,8% углерода, имеют структуру феррита и перлита (рис. 68 и 69). Количество перлита
Рис. 68. Микроструктура доэв-тектоидной стали, содержащей 0,25% углерода: феррит и перлит. X 250
Рис. 69. Микроструктура доэв-тектоидной стали, содержащей 0,45% углерода: феррит и перлит. X 250
при содержании углерода 0,03% равно 0, а при содержании 0,8% углерода равно 100%- Количество перлита в этих пределах (0,03—0,8) изменяется пропорционально содержанию углерода.
Содержание углерода в стали этой группы можно определить по количеству перлита. Для этого, определив в поле зрения микроскопа
63
площадь, занятую перлитом, рассчитывают содержание углерода kx по следующей формуле:
0,8-Snen„ ------перл
х 100
где Зперл — площадь, занятая перлитом, в процентах *.
При содержании углерода 0,8% количество перлита становится равным 100%. Это эвтектоидная, или перлитная сталь (рис. 70). Структура перлитной стали состоит из чередующихся пластинок цементита и феррита. Название «перлит» произошло от перламутрового блеска, наблюдаемого на отполированном и протравленном шлифе.
Рис. 70. Микроструктура эвтектоидной стали, содержащей 0,8% углерода: перлит. X 500
Рис. 71. Микроструктура заэв-тектоидной стали, содержащей 1,2% углерода: перлит и сетка вторичного цементита. Х250
Сплавы четвертой группы, содержащие от 0,8 до 2,0% углерода, имеют структуру перлита и вторичного цементита (рис. 71); последний при медленном охлаждении стали, выделяясь из аустенита по границам зерен, образует твердую хрупкую оболочку — «сетку», что сильно снижает вязкость и при повторно-переменной и ударной нагрузках может привести к образованию трещин.
На рис. 72 приведена микроструктура той же заэвтектоидной стали, что и на рис. 71, но в ней вторичный цементит и цементит перлита имеют зернистую форму. Такая структура получается после длительной выдержки стали при температуре, близкой к 700°, в результате чего происходит процесс коагуляции и сфероидизации цементита. Эта структура носит название зернистого цементита в феррите, или зернистого перлита.
Две последние группы сплавов (см. табл. 5) относятся к чугунам. Чугуны делятся на доэвтектические, содержащие от 2,0 до 4,3% углерода, эвтектические, содержащие 4,3% углерода, и заэвтектические, содержащие больше 4,3% углерода.
Различают чугуны белые, серые и ковкие. Образование этих чугунов и их подробные характеристики будут рассмотрены ниже. Здесь же
* При более точном определении содержания углерода в стали, особенно в малоуглеродистой, необходимо учитывать и углерод, содержащийся в феррите и третичном цементите; в этом случае к найденному количеству kx прибавляют величину Д’
О.ОЗ-^ферр
—%'
где 5ферр — площадь, занятая ферритом, в процентах.
64
ограничимся краткими сведениями и рассмотрим только белые чугуны, которые образуются в соответствии с изучаемой диаграммой.
Белые чугуны получаются при условии, если цементит не успевает при охлаждении сплава разложиться на графит и железо.
На рис. 73 приведена микроструктура белого доэвтектического чугуна, состоящая из перлита, ледебурита и вторичного цементита. На рис. 74 дана микроструктура эвтек-
тического чугуна, где только ледебурит. На рис. 75 представлена микроструктура белого заэвтектиче-ского чугуна, состоящая из первичного цементита и ледебурита.
Рис. 72. Микроструктура заэв-тектоидной стали, содержащей 1,2% углерода: зернистый цементит в феррите. Х250
Рис. 73. Микроструктура доэвтектического белого чугуна, содержащего 3,0% углерода: перлит, вторичный цементит и ледебурит. Х250
Указанные структуры белых чугунов получаются при быстром охлаждении железоуглеродистых сплавов или в результате действия на
Рис. 74. Микроструктура эвтектического белого чугуна, содержащего 4,3% углерода: ледебурит. Х25О
5	3354
65
них некоторых специальных добавок (марганца, хрома, молибдена), которые задерживают распад цементита.
Цементит в больших массах или в изолированном от железа состоянии при температурах выше 450° способен распадаться на графит и железо.
Рис. 75. Микроструктура заэвтектического белого чугуна, содержащего 5,0% углерода: первичный цементит и ледебурит. X 250
Для того чтобы вызвать распад цементита, чугун необходимо охлаждать медленно или вводить специальные добавки (кремний, алюминий, никель), которые ускоряют графитизацию. В результате графитизации получается серый чугун, в котором имеется структурно свободный углерод (графит).
Если белый чугун нагреть до 930—950° и длительно выдержать его при этой температуре, то цементит распадется на графит и железо. Графит в этом случае называется углеродом отжига, а чугун — ковким.
Глава VI
ПОНЯТИЕ О ДИАГРАММАХ СОСТОЯНИЯ ТРОЙНЫХ СИСТЕМ
§ 1.	МЕТОД ПОСТРОЕНИЯ ДИАГРАММ СОСТОЯНИЯ ТРОЙНЫХ СИСТЕМ
Сплавы, состоящие из трех компонентов, относятся к тройным системам. Для построения диаграмм состояния тройных систем пользуются методом пространственного изображения.
Основанием тройной диаграммы служит равносторонний треугольник, называемый концентрационным треугольником (рис. 76).
Вершины концентрационного треугольника соответствуют чистым компонентам, т. е. точка А соответствует 100% компонента А, точка В—100% компонента В и точка С—100% компонента С.
66
Каждая из сторон треугольника соответствует составам двойных сплавов: например, сторона АВ— составам сплавов системы А—В, сторона ВС — составам сплавов системы В — Си сторона АС — составам сплавов системы А — С.
Составы тройных сплавов расположены внутри треугольника. Так, например, точка О, лежащая внутри треугольника, выражает состав тройного сплава, содержащего 50% компонента А, 30% —В и 20% —С. Это положение вытекает из элементарного геометрического построения. Действительно, если из любой точки, лежащей внутри равностороннего треугольника, провести линии, параллельные трем его сторонам, то сумма отрезков этих линий будет равняться стороне треугольника, т. е. Оа + ОЬ + Ос=АВ = ВС=АС. Следовательно, если принять сторону тре-
Рпс. 76. Концентрационный 'треугольник для изображения состава сплавов тройной системы по отрезкам, параллельным сторонам треугольника
угольника за 100% сплава, то отрезок Оа будет показывать концентрацию компонента А (50%), отрезок ОЬ — концентрацию компонента В (30%) и отрезок Ос — концентрацию компонента С (20%). Причем сумма концентраций этих компонентов будет равна стороне треугольника, т. е. 50%Л+30%В+20%С=ДВ=ВС=ДС.
Для расчета концентрации тройных сплавов можно воспользоваться и другим свойством равностороннего треугольника. Если из любой точки, лежащей внутри равностороннего треугольника, опустить перпендикуляры на три его стороны, то сумма этих перпендикуляров равняется высоте треугольника.
Построение тройных диаграмм состояния проводится так же, как построение двойных диаграмм, по кривым охлаждения. Вид тройных диаграмм зависит от того, в какие взаимодействия вступают сплавляемые компоненты и какие они образуют фазы.
В качестве примера рассмотрим два простейших случая:
I)	компоненты А, В и С обладают неограниченной взаимной растворимостью как в жидком, так и в твердом состояниях;
2)	компоненты А, В и С обладают неограниченной взаимной растворимостью в жидком состоянии и совершенно нерастворимы в твердом состоянии, т. е. образуют механические смеси.
5*
67
§ 2.	ДИАГРАММА СОСТОЯНИЯ ТРОЙНОЙ СИСТЕМЫ, КОМПОНЕНТЫ КОТОРОЙ ОБРАЗУЮТ НЕОГРАНИЧЕННЫЕ ТВЕРДЫЕ РАСТВОРЫ
Общий вид пространственной тройной диаграммы состояния, компоненты которой обладают неограниченной взаимной растворимостью как в жидком, так и в твердом состояниях, показан на рис. 77. Диаграмма расположена внутри трехгранной призмы, ребра которой соответствуют чистым компонентам А, В и С, а грани — двойным системам А—В, В—С и А—С. Вертикальная ось изображает температуру.
Рис. 77. Диаграмма состояния тройной системы с неограниченными твердыми растворами
Рис. 78. Сечение диаграммы состояния тройной системы горизонтальной (изотермической) плоскостью
Верхняя выпуклая поверхность диаграммы, ограниченная кривыми AIB, В1С и С1А, является поверхностью ликвидуса, а нижняя вогнутая поверхность, ограниченная кривыми ASB, BSC и CSX,— поверхностью солидуса.
Любой сплав, имеющий температуру выше температуры поверхности ликвидуса, будет представлять собой однородный жидкий раствор, а имеющий температуру выше температуры поверхности солидуса, но ниже температуры поверхности ликвидуса, будет находиться в двухфазной области, причем жидкой фазой будет жидкий раствор, твердой — твердый раствор. Любой сплав, охлажденный ниже температуры поверхности солидуса, будет представлять собой одну фазу — тройной твердый раствор.
Если построить пространственную реальную модель тройной диаграммы, то для любого тройного сплава можно определить температуру начала и конца его затвердевания или плавления по точкам пересечения вертикали, соответствующей составу сплава, с поверхностями ликвидуса и солидуса (см. рис. 77, точки di и ds).
Однако на практике стремятся обходиться не моделями диаграмм, а плоскими изображениями. Для этого пользуются либо проекциями диаграммы на горизонтальные плоскости, либо проекциями горизонтальных или вертикальных сечений.
68
по линии ab и поверхность
Л,
со-
диаграммы системы верти-
Рис. 79 СТОЯНИЯ ' кальными
Сечение тройной 1 (политермическими) плоскостями
Горизонтальные сечения, соответствующие постоянной температуре, называются изотермическими, а вертикальные, отражающие переменную температуру,— политермическими.
На рис. 78 показано сечение диаграммы изотермической плоскостью, которая пересекает поверхность ликвидуса солидуса по линии cd.
Если эти линии ab и cd спроектировать на основание диаграммы, то по проекциям «1&1 и cxdx можно указать, при какой температуре начнет затвердевать или затвердеет любой сплав, лежащий на этих линиях.
Если провести ряд секущих горизонтальных изотермических плоскостей, каждая из которых будет отвечать определенной температуре, и все линии пересечения спроектировать на плоскость основания, то эти проекции могут заменить пространственную диаграмму.
Кроме горизонтальных сечений, применяется также метод вертикальных политермических сечений, в результате которого получаются диаграммы, подобные двойным диаграммам.
На рис. 79 показаны два таких сечения тройной диаграммы. Первое вертикальное сечение Ьссфх проведено параллельно одной из граней призмы (СС1Л[Д). Все сплавы, расположенные в этом сечении, имеют постоянное содержание компонента В.
Второе вертикальное сечение аСа^
ССь В этом случае все сплавы, расположенные в постоянное соотношение двух компонентов А и В.
По этим сечениям легко определить температуры начала и конца затвердевания или плавления, а также проследить за процессом изменения фазового состояния при изменении температуры.


проведено
через ребро призмы этом сечении, имеют
§ 3.	ДИАГРАММА СОСТОЯНИЯ ТРОЙНОЙ СИСТЕМЫ, КОМПОНЕНТЫ КОТОРОЙ ОБРАЗУЮТ МЕХАНИЧЕСКИЕ СМЕСИ
Общий вид тройной диаграммы, компоненты которой обладают неограниченной взаимной растворимостью в жидком состоянии и нерастворимы в твердом состоянии, т. е. образуют механические смеси, представлен на рис. 80. Как и в предыдущем случае, диаграмма изображается трехгранной призмой, ребра которой соответствуют чистым компонентам А, В и С, а грани соответствуют следующим двойным системам:
системе А — Вс эвтектической линией gf и эвтектикой е/;
системе В — С с эвтектической линией Ik и эвтектикой е/ и системе А — С с эвтектической линией тп и эвтектикой е/. Поверхности ликвидуса этой диаграммы следующие:
Acx'E'e^A — поверхность ликвидуса, по которой выделяются кристаллы компонента А;
Вег'Е'вх'В — поверхность ликвидуса, по которой выделяются кристаллы компонента В;
69
Се^Е'е^С— поверхность ликвидуса, по которой выделяются кристаллы компонента С.
Эти поверхности ликвидуса, пересекаясь, образуют следующие линии двойных эвтектик:
ех'Е' — линия двойной эвтектики, по которой выделяется двойная эвтектика (Л+В);
е2'Е' — линия двойной эвтектики, по которой выделяется двойная эвтектика (В + С);
е3'Е' — линия двойной эвтектики, по которой выделяется двойная эвтектика (Л + С).
Линии двойных эвтектик в тройной системе, пересекаясь в одной точке Е', образуют точку тройной эвтектики (Л+В + С). В этой точке
Рис. 80. Диаграмма состояния сплавов тройной системы, образующих механические смеси
также пересекаются между собой и с плоскостью солидуса все три поверхности ликвидуса.
Поверхность солидуса представляет собой горизонтальную плоскость АЕВЕСЕ, на которой происходит затвердевание тройной эвтектики.
Кроме поверхностей ликвидуса и солидуса, на диаграмме имеется еще ряд промежуточных поверхностей, которые ограничены гранями призмы, линиями двойных эвтектик и спускаются вниз в виде винтовых поверхностей
Рис. 81. Проекция диаграммы состояния тройной системы на плоскость основания
до пересечения с плоскостью солидуса по линиям АеЕ', ВеЕ’ и СеЕ'. Эти промежуточные поверхности также пересекаются между собой по линиям е[Е', е^Е’ и е'3Е', которые в свою очередь пересекаются в точке тройной эвтектики Е'.
Чтобы показать, какие структурные составляющие образуются в той или иной области, рассмотрим проекцию диаграммы на плоскость основания (рис. 81). Здесь буквами А, В и С обозначены чистые компоненты, двумя буквами, ЛВ, ВС и АС двойные эвтектики и тремя буквами АВС — тройная эвтектика. Сплавы, расположенные на линиях еД, с2£ и е3£, не будут содержать избыточных чистых компонентов и будут состоять лишь из двойной и тройной эвтектик. Сплавы же, расположен
70
ные по линиям АЕ, BE и СЕ, не будут содержать двойных эвтектик и будут состоять лишь из избыточных чистых компонентов и тройной эвтектики. И, наконец, сплав, отвечающий точке Е, будет состоять лишь из одной тройной эвтектики. Этот сплав будет наиболее легкоплавким из всех сплавов рассмотренной системы.
Для представления о превращениях, совершающихся в сплавах рассмотренной системы в связи с изменениями температуры, применяется метод сечений тройных диаграмм горизонтальными изотермическими плоскостями, а также вертикальными политермическими плоскостями.
По этим сечениям можно легко проследить-за тем, какие превращения в связи с изменением температуры совершаются в сплавах, какие будут структуры в любом сплаве и при каких температурах будут совершаться эти превращения.
РАЗДЕЛ ВТОРОЙ
ПРОЧНОСТЬ И ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ МЕТАЛЛОВ
Глава I
МЕХАНИЗМ УПРУГОЙ И ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
МЕТАЛЛОВ
§ 1. ПРОЧНОСТЬ КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ РЕШЕТКИ МЕТАЛЛОВ
В твердых телах в зависимости от их химической природы связь между атомами, молекулами или ионами может быть различной.
Для минеральных веществ характерна ионная связь. Например, в кристаллической решетке каменной соли чередуются положительно заряженные ионы натрия и отрицательно заряженные ионы хлора, взаимно удерживаемые электростатическими силами.
В другой группе тел существуют ковалентные связи, каждая из которых образуется парой общих электронов. Например, в кристаллической решетке алмаза каждый атом углерода связан с соседними атомами четырьмя ковалентными связями.
В молекулярных решетках органических соединений отдельные молекулы удерживаются молекулярными связями.
Для металлов и сплавов характерен металлический вид связи, возникающий между положительно заряженными ионами металла и полусвободными электронами, заряженными отрицательно.
Во всех случаях образования кристаллических решеток между
частицами возникают силы, удерживающие атомы, молекулы или ионы в узлах решетки на определенном расстоянии друг от друга. Академик Н. Т. Гудцов называет эти силы кристаллическими.
Помимо кристаллических сил между частицами любого вещества имеются силы сцепления, определяющие прочность материала.
Кристаллические силы в твердых телах складываются из сил притяжения и отталкивания. Обе силы зависят от расстояния между атомами (рис. 82); равнодействующая этих сил при некотором междуатом-ном расстоянии г0 становится равной нулю. При сближении атомов резко
Рис. 82. Изменение величины между-атомных сил в зависимости от расстояния между атомами:
Го — расстояние между атомами при равенстве сил притяжения +f и отталкивания —f; ri — расстояние между атомами при наибольшей равнодействующей силе притяжения
72
возрастают силы отталкивания, при удалении их друг от друга появляются силы притяжения. Этим объясняется свойство упругости кристаллических тел.
При некотором междуатомном расстоянии fi равнодействующая сила притяжения достигает наибольшего значения; преодолев эту силу, можно полностью отделить атомы друг от друга. Очевидно, эта сила представляет собой величину абсолютной прочности кристаллической решетки.
Теоретически вычисленные значения абсолютной прочности металлов во много раз превышают действительные значения прочности, найденные опытным путем, что можно объяснить дефектами и несовершенством кристаллического строения реальных металлов.
§ 2. ДЕФОРМАЦИЯ МОНОКРИСТАЛЛА В УСЛОВИЯХ СТАТИЧЕСКОГО НАГРУЖЕНИЯ
Рассмотрим растяжение монокристалла. При увеличении нагрузки/3 (рис. 83) образец растягивается, но характер деформации образца неодинаков. До нагрузки Ре деформация является только упругой.
Рис. 83. Диаграмма растяжения монокристалла (схема)
Максимальное напряжение, до которого в материале происходят только упругие деформации, называется пределом упругости.
Предел упругости ие определяется по формуле
°е=—кГ1мм2,
Л>
где fо — первоначальная площадь поперечного сечения образца.
Для многих материалов деформация на участке Ое пропорциональна нагрузке, т. е. подчиняется закону Гука.
Наибольшее напряжение, до которого сохраняется пропорциональная зависимость между нагрузкой и деформацией, называется пределом пропорциональности.
Предел пропорциональности сгпц определяется по формуле
<5 = ^55 кГ1мМ2, пц Го '
где Р,ш— нагрузка при пределе пропорциональности.
73
Нагружение материала выше Ре вызывает его пластическую деформацию, характеризующуюся тем, что после снятия нагрузки материал имеет остаточную деформацию. Пластическая деформация не подчиняется прямолинейному закону и происходит путем образования сдвигов или двойникования.
Рис. 84. Схема сдвига в монокрп- Рис. 85. Схема двойникования в мо-сталле	нокристалле
Сдвиг состоит в перемещении одной части кристалла по отношению к другой по определенной плоскости (рис. 84). Двойникование сопровождается одновременным поворотом некоторого объема кристаллической решетки на определенный угол (рис. 85).
Рис. 86. Диаграмма растяжения монокристалла каменной соли (схема)
Рис. 87. Сдвиги в монокристалле цинка (схема)
Академик А. Ф. Иоффе, наблюдая растяжение монокристалла каменной соли, отмечал, что сдвиг, происходящий в некоторой плоскости, затормаживается и дальнейшее повышение нагрузки вызывает сдвиг в другой плоскости. Кривая растяжения имеет ступенчатый характер и показывает, что в процессе пластической деформации происходит упрочнение материала (рис. 86). Первая ступенька соответствует сдвигу при пределе упругости сге, а последующие, требующие большего напряжения, отвечают сдвигам по новым плоскостям. На рис. 87 приведена схема монокристалла цинка с гексагональной решеткой после растяжения.
Опыты показывают, что сдвиги легче всего происходят по плоскостям, которые наиболее густо усеяны атомами. Очевидно, в плоскостях связь между атомами является прочной, но друг с другом эти плоскости связаны слабее.
74
В объемноцентрированной кубической решетке наиболее густо усеянной является плоскость ромбододекаэдра, а не плоскость куба, а
Рис. 88. Плоскости сдвига в кубической решетке: а — плоскость куба; б — плоскость октаэдра; в — плоскость рембододекаэдра
в гранецентрированной — плоскость октаэдра (рис. 88). В случае гексагональной решетки (рис. 89) таким направлением служит плоскость базиса, например abcdef.
Сдвиги и двойникования не являются единственными формами пла-
Рис. 89. Плоскости сдвига в гексагональной решетке
ртической деформации. По мнению академика Н. Т. Гудцова, возможны другие виды пластической деформации, состоящие в остаточном искажении кристаллической решетки, изменении концентрации твердых растворов, вызываемом диффузионными процессами и т. д. Однако основной формой пластической деформации металлов и их сплавов являются сдвиги.
Строение металла в зоне сдвига резко изменяется. В областях, прилегающих к плоскости сдвига, происходит искажение кристаллической решетки, что приводит к упрочнению материала. Непосредственно в самой зоне сдвига происходит измельчение или дробление зерен металла.
§ 3.	ПЛАСТИЧНОЕ И ХРУПКОЕ РАЗРУШЕНИЕ МЕТАЛЛОВ
Анализ деформации монокристалла показывает, что между упругой и пластической деформациями существует принципиальное различие, легко объяснимое в свете теории разрушения металлов путем отрыва и сдвига.
Известно, что всякое напряжение можно разложить по правилу параллелограмма на нормальное (по отношению к плоскости сдвига) и касательное. Нормальные напряжения вызывают только упругую деформацию; если бы отсутствовала способность к пластической деформации, то при возрастании внешней силы упругая деформация закончилась бы отрывом (рис. 90). Разрушение путем отрыва не сопровождается пластической деформацией и носит хрупкий характер. Касательные напряжения вызывают пластическую деформацию, т. е. сдвиги (рис. 91); при этом разрушение, происходящее путем сдвига, требует значительно меньших усилий, чем разрушение, происходящее путем отрыва.
Академик А. Ф. Иоффе показал, что величина сопротивления отрыву почти не зависит от внешних условий нагружения, тогда как сопротивление сдвигу резко падает с повышением температуры. Дальнейшие работы И. Н. Давиденкова и Я- Б. Фридмана показали, что хрупкое и пла-
75
стачное разрушение металлов и сплавов происходит также в зависимости от скорости приложения нагрузки.
График на рис. 92 показывает, что один и тот же материал в зависимости от скорости или от температуры испытания может находиться либо в хрупком, либо в пластичном состояниях. При низкой температуре
Плоскость отрыва
или динамическом нагружении наблюдается хрупкий излом по схеме
отрыва. При нагревании или статическом нагружении развивается пластическая деформация и материал разрушается по схеме сдвига. Температура, при которой начинает проявлять-
----Температура 6 °C
Рис. 92. Влияние температуры и скорости деформации на хрупкое и пластичное состояние твердых
ся хрупкость, называется критической температурой хрупкости.
На практике при разрушении деталей конструкций редко наблюдается чистый отрыв или сдвиг, обычно разрушение происходит в результате сочетания этих двух видов разрушения.
Кроме этой точки зрения на механизм вязкого разрушения, существует и другая, которая обосновывается М. В. Якутовичем, Ф. П. Рыбалко и В. А. Павловым. Согласно этой точке зрения вязкое разрушение происходит в конечном итоге также под действием нормальных растягивающих напряжений. Касательные напряжения, вызывая пла-
стическую деформацию, разрыхляют материал и подготавливают его к разрушению; само же разрушение происходит
тел
путем отрыва.
76
§ 4.	ОСНОВНЫЕ МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
Исходя из анализа деформации монокристалла можно выделить следующие основные механические свойства:
1)	упругость — способность материала внутренними силами восстанавливать первоначальную форму, искаженную внешним воздействием, после прекращения этого воздействия;
2)	жесткость —способность материала сопротивляться упругой деформации;
3)	пластичность —способность материала к остаточной (пластической) деформации, т. е. к остаточному изменению внешней формы без его разрушения;
4)	прочность — способность материала сопротивляться возникновению и развитию пластической деформации;
5)	твердость — способность материала сопротивляться внедрению в него другого, более твердого тела; твердость представляет производную от жесткости и прочности материала.
Количественное выражение этих свойств будет рассмотрено ниже.
Глава II
СВОЙСТВА И СТРУКТУРА ПОЛУКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ТЕЛ ПРИ ИХ ДЕФОРМАЦИИ
§ 1. ОСОБЕННОСТИ ДЕФОРМАЦИИ ПОЛИКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ТЕЛ
Поликристаллические тела, к которым относятся металлы и сплавы, состоят из большого числа различно ориентированных зерен (монокристаллов), связанных между собой межкристаллитной прослойкой.
Монокристаллы характеризуются анизотропией, т. е. различием свойств по различным направлениям кристалла.
Поликристаллические тела вследствие беспорядочного расположения их зерен обладают средними свойствами, почти одинаковыми по всем направлениям; поэтому поликристаллические тела квазиизотроп-ны. Лишь в случаях, когда зернам придают определенную ориентировку, например при холодной обработке давлением, свойства становятся зависимыми от направления.
Большое влияние на механические свойства поликристаллических тел оказывает величина зерен. В большинстве случаев мелкозернистый материал является более прочным, чем крупнозернистый.
На механические свойства поликристалла влияет также природа межкристаллитной прослойки. Эта прослойка, формируясь из атомов основного металла, вблизи границ зерен имеет сильно искаженную кристаллическую решетку. Кроме того, в состав прослойки входят различные примеси, всегда присутствующие в металлах и сплавах. По сравнению с материалом зерен механические свойства межкристаллитной прослойки характеризуются большей хрупкостью и меньшей теплоустойчивостью. Поэтому при динамическом разрушении или в условиях нагружения при высоких температурах излом чаще всего происходит по прослойке, т. е. носит межкристаллитный характер.
В поликристаллических телах деформация зерен при воздействии внешней силы происходит неодновременно: одни зерна достигают предела упругости раньше, чем другие, и начинают пластически деформироваться.
77
В пределах каждого отдельного зерна поликристаллического тела строение не является идеально правильным. Установлено, что зерна имеют мозаичное строение и состоят из отдельных блоков, отличающихся между собой ориентировкой кристаллической решетки.
Если металлы и сплавы подвергать пластической деформации, то блоки мозаичной структуры дробятся, что приводит к заметному изменению свойств.
Важнейшими нарушениями кристаллического строения реальных металлов и сплавов являются не только дефекты на границах зерен и мозаичная структура, но и дислокации, природа которых достаточно подробно была рассмотрена выше.
Наличие дислокаций оказывает огромное влияние на свойства металлов и сплавов при их пластической деформации. Например, вычис-
Рис. 93. Роликовая модель продвижения дислокации вдоль кристаллической решетки

ленные значения критического сопротивления сдвигу для алюминия и цинка на несколько порядков (более чем в 1000 раз) отличаются от реальных величин критического сопротивления сдвигу, определенных экспериментально. Поэтому в последние годы для объяснения механизма сдвига при пластической деформации привлекается теория дислокаций. Согласно этой теории пластический сдвиг рассматривается как процесс перемещения дислокаций. Краевая дислокация, как известно, под действием напряжения может передвигаться вдоль кристаллической плоскости в направлении вектора MN (см. рис. 13).
Наглядное представление о движении дислокации дает роликовая модель Андраде (рис. 93). На модели изображен ряд роликов, представляющих одну кристаллическую плоскость, на которой лежит второй ряд роликов, представляющих вторую кристаллическую плоскость. Ролики каждого ряда скреплены упруго. Каждый ролик второй полоски находится во впадине между роликами первой полоски (см. рис. 93, а).Чтобы переместить верхнюю плоскость как целое по нижней плоскости, надо приложить значительную горизонтальную силу, так как потребуется преодолеть суммарное сопротивление всего ряда.
Достаточно вспомнить, что в плоскости скольжения реального кристалла имеется примерно 1014 атомов/см2, то станет понятно, что даже при малом потенциальном барьере, который должен преодолеть каждый атом, суммарный эффект по всей плоскости будет очень велик.
Если же рассмотреть вторую группу роликов (см. рис. 93,6), в которой путем растяжения части верхнего ряда созданы дефекты (заштрихованные ролики) таким образом, что только девять роликов занимают весь участок, на котором раньше помещались десять роликов, то это и будет дислокацией. Если теперь приложить очень малое усилие сдвига
78
к верхнему слою, например провести вдоль него рукой слева направо, то дислокация легко переместится справа налево (см. рис. 93, в и а) и часть верхнего слоя роликов, по которому перемещается дислокация, передвинется справа налево на один параметр (см. рис. 93, д). Это идеальный случай перемещения одной дислокации на один параметр. В действительности число дислокаций в реальном металле очень велико.
Основываясь на такого рода рассуждениях, Тейлер, Орован и Полани пришли к заключению, что процесс скольжения происходит не путем одновременного сдвига всей атомной плоскости, а путем перемещения дислокаций вдоль плоскости скольжения.
Дислокационная схема пластического сдвига в упрощенном виде представлена на рис. 94. Вначале внешняя сила вызывает упругое сме-
Рис. 94. Схема дислокационного пластического сдвига
щение части кристалла (см. рис. 94, с). Затем с увеличением внешней силы степень смещения возрастает и в определенный момент ряд атомов 2 над плоскостью скольжения MN, перемещаясь, превратится в полуплоскость и образует линейную дислокацию (см. рис. 94, б и 13). Если теперь приложить небольшое внешнее усилие, то произойдет распространение волны последовательных перемещений вертикальных рядов атомов над плоскостью скольжения MN. В результате прохождения этой волны произойдет передвижение дислокации и она будет последовательно передаваться рядам атомов 3, 4, 5 (см. рис. 94, в, г) и т. д. В какой-то момент дислокация займет положение, показанное на рис. 94, д, а затем выйдет на поверхность и исчезнет (см. рис. 94, е).
Таким образом, если в металле есть дислокации, то процесс пластического сдвига в кристалле будет происходить путем перемещения дислокаций. Если же в металле нет дислокаций, то возможностей для сдвига будет меньше и тем прочнее будет металл, так как в этом случае сдвиг возможен только за счет одновременного смещения всей части кристалла.
Заманчивы перспективы использования теории дислокаций для разработки принципиально новых путей эффективного повышения прочности металлов и сплавов. Приготовляя образцы нитевидных кристаллов из чистых металлов диаметром от 0,05 до 20 мк и длиной ~ 1 мм, за которыми укрепилось название «усов», удалось поднять прочность (сопротивление сдвигу) на чистом железе до 1400 кГ1мм2, на меди до 700 кГ)мм? и т. д. Высокая прочность «усов» объясняется тем, что в них
79
нет дислокаций. По всей вероятности, «усы» представляют собой монокристаллы, которые являются почти совершенными.
Несмотря на то, что теория дислокаций является сравнительно молодой, уже в настоящее время можно привести многочисленные примеры ее применения. Оказывается, что прочность металлов и сплавов падает с увеличением числа дислокаций только вначале, когда дислокаций мало. Достигнув минимального значения при некоторой критической плотности дислокаций, прочность металлов и сплавов начинает возрастать.
Установлено, что чем больше в металле дислокаций, тем затруднительнее перемещение их относительно друг друга. Возникает препятствие, которое предотвращает скольжение. Дислокации могут передвигаться вплоть до препятствия, но не могут преодолевать его. В результате при деформации металла происходит упрочнение за счет увеличения числа дислокаций и накапливания их в блокированном участке.
§ 2. АНАЛИЗ ДИАГРАММЫ РАСТЯЖЕНИЯ МАЛОУГЛЕРОДИСТОЙ СТАЛИ
Диаграмма растяжения малоуглеродистой стали представлена на рис. 95. Согласно закону Гука до нагрузки Ре сохраняется прямолинейная зависимость между нагрузкой и деформацией (участок 1). Деформация Д/ прямо пропорциональна нагрузке Р и длине образца /0, но обратно пропорциональна площади поперечного сечения образца Го и модулю нормальной упругости Е, т. е.
откуда
Е___ r*Zp__ о
F0M с ’
где напряжение a—P/Fo, а относительное удлинение Х=Д///о-
Рис. 95. Диаграмма растяжения малоуглеродистой стали
Легко видеть, что модуль Е определяется как тангенс угла наклона прямой растяжения к оси абсцисс:
£=tga.
Поэтому величину Е правильнее называть модулем жесткости, как это впервые предложил проф. Н. В. Гевелинг> так как опа является количественной характеристикой механического свойства жесткости, т. е. сопротивляемости упругой деформации.
В материалах, не подчиняющихся закону Гука, модуль имеет переменное значение. Например, кривые растяжения меди, чугуна и других
78
материалов в области упругой деформации имеют выпуклую форму (рис. 96). Наоборот, для материалов, подобных резине, характерна вогнутая форма кривой упругих деформаций.
Важнейшей характеристикой материала является предел упругости, определение которого требует применения точных приборов, позволяющих измерять весьма малые деформации. Вследствие ограниченной точности измерительных приборов оказалось необходимым ввести понятие условного предела упругости.
Условным пределом упругости называется такое напряжение, при котором величина остаточной деформации составляет 0,002% первоначальной длины образца.
Для большинства материалов (сталей, алюминиевых сплавов и др.) предел упругости практически совпадает с пределом пропорциональности. Однако для материалов с переменным значением модуля Е (медь, чугун, резина и т. п.) предел упругости лежит значительно выше предела пропорциональности.
Условным пределом пропорциональности ощ называется напряжение, при котором величина отклонения кривой растяжения от прямолинейной зависимости достигает 0,002% первоначальной длины образца.
В процессе дальнейшего повышения нагрузки при некоторой силе Р., наблюдается значительная деформация материала без заметного повышения нагрузки. Напряжение, соответствующее этой силе, получило название предела текучести os:
— кГ/мм2.
Fо
При этом напряжении в материале особенно сильно развивается пластическая деформация, т. е. сдвиги, двойникование, остаточное искажение кристаллической решетки. В случае деформации малоуглеродистой стали на кривой растяжения появляется площадка текучести.
Не у всех материалов при пределе текучести наблюдается площадка. В случае растяжения легированных сталей, алюминиевых сплавов и других материалов кривая имеет плавный характер (рис. 97). В связи с этим было введено понятие условного предела текучести.
Условным пределом текучести сго,2 называется напряжение, при котором величина остаточной деформации составляет 0,2% первоначальной длины образца.
Дальнейшее повышение нагрузки (см. рис. 95, участок 2) вызывает последующее развитие пластической деформации. Однако до Рта1 деформация носит организованный характер, т. е. распределяется по всей длине образца приблизительно равномерно. При нагрузке Ртах в наиболее слабом участке образца возникает местная деформация и образуется шейка.
Зная силу Ртах, можно вычислить предел прочности материала сгв:
Лаах кГ1мм2' То
Пределом прочности сгв называется напряжение, соответствующее максимальной нагрузке, которая достигается при испытании на растяжение.
При дальнейшем растяжении образца отмечаются падение нагрузки и развитие шейки. В точке, соответствующей напряжению (см. рис. 95, участок 3), происходит разрыв образца.
Наряду с показателями жесткости и прочности — модулем нормальной упругости и пределами упругости, пропорциональности, текучести и прочности при испытании на растяжение — определяют и харак
6 3354
81
теристики пластичности — относительное удлинение и относительное сужение.
Относительное удлинение б определяется по формуле
g==Zj—^0.100% lo
где /о — расчетная длина образца до разрыва;
/1 — расчетная длина образца после разрыва.
При выборе расчетной длины следует шейки, т. е. местную деформацию.
иметь в виду образование
Рис. 96. Диаграмма упругого растяжения стали, чугуна и резины
Рис. 97. Диаграмма растяжения образца из дуралюмина
Очевидно, что с увеличением рабочей длины образца относительное удлинение будет уменьшаться, так как величина абсолютного удлинения Л — /о по мере удаления от шейки будет увеличиваться в меньшей степени, чем длина образца /о-
Для исключения такой неопределенности установили соотношение между длиной и поперечным сечением образца. Для круглых стандартных образцов между расчетной длиной 10 и диаметром Do условно принято следующее соотношение:
/о= Ю • До-
Из этого уравнения можно найти соотношение между расчетной длиной и площадью сечения образца. Если
/0=и,зГЛ>'-
Это соотношение справедливо для образцов с любой формой сечения, например для плоских образцов.
Относительное сужение ф определяется по формуле
7?о~7?1--1ОО%, До
где Fo — площадь поперечного сечения образца до испытания; , F1 — площадь поперечного сечения образца после разрыва в наиболее узком месте шейки.
82
§ 3. СТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ МАЛОУГЛЕРОДИСТОЙ СТАЛИ ПРИ ИСПЫТАНИИ НА РАСТЯЖЕНИЕ
Структура отожженной малоуглеродистой стали в исходном состоянии состоит из пластичных зерен феррита и сравнительно небольших участков малопластичного перлита (рис. 98,с).
При нагружении до предела упругости <се (деформация первого периода, см. рис. 95) никаких видимых изменений в структуре стали не происходит.
Рис. 98. Изменение микроструктуры отожженной малоуглеродистой стали в процессе пластической деформации при испытании на растяжение. X 250:
а— до испытания на растяжение: феррит и перлит; б — при пределе текучести; в — значительно выше предела текучести; г — при нагрузке, близкой к разрушению
При нагрузке, соответствующей пределу упругости и особенно пределу текучести сц, когда начинает развиваться процесс пластической деформации (деформация второго периода), на отдельных зернах феррита, которые наиболее благоприятно расположены по отношению к действующей силе (под углом 45°), появляются линии сдвигов, ориентированные в пределах каждого зерна, приблизительно параллельно друг другу, но неодинаково направленные в разных зернах (см. рис. 98,6).
По мере увеличения нагрузки выше предела текучести процесс пластической деформации охватывает все новые и новые зерна; вследствие объемного характера деформации наблюдаемые линии сдвигов искривляются, однако в пределах каждого зерна продолжают оставаться приблизительно параллельными (см. рис. 98, е).
При нагрузке, соответствующей пределу прочности <тв (начало образования шейки), начинается деформация третьего периода, состоящая в развитии сдвигов, изменении формы зерен, вытягивании их в направ
6*
83
лении растягивающих усилий и в неорганизованном перемещении отдельных групп атомов.
Такой характер деформации свойственен аморфным веществам, поэтому деформацию третьего периода акад. Н. Т. Гудцов называет пластической деформацией течения. В итоге структура становится ориентированной (см. рис. 98, г).
§ 4. ОСТАТОЧНЫЕ ИЛИ ВНУТРЕННИЕ НАПРЯЖЕНИЯ
Остаточными напряжениями называются такие напряжения, которые остаются в изделии при снятии внешних нагрузок и уравновешиваются внутренними силами.
Необходимым условием для образования остаточных напряжений в твердом теле является такое воздействие на него внешних сил, при котором создаются неравномерные линейные или объемные изменения в смежных макро-, микро- или ультрамикроскопических объемах металла. В соответствии с этим различают остаточные напряжения первого, второго и третьего родов.
Остаточные напряжения первого рода уравновешиваются в макрообъемах изделия, т. е. охватывают или весь объем изделия, или значительную часть его. Эти напряжения имеют ориентированное направление и могут быть обнаружены рентгенографически или визуально при разрезании изделия на части и измерении деформаций.
Остаточные напряжения второго рода уравновешиваются в пределах микроскопических объемов, т. е. охватывают объем одного или нескольких зерен металла. Эти напряжения не имеют определенного направления и не могут быть выявлены путем разрезания изделия. Определяют эти напряжения по наличию размытых линий рентгенограммы.
Остаточные напряжения третьего рода уравновешиваются в пределах ультрамикроскопических объемов, т. е. охватывают объем нескольких кристаллических ячеек одного зерна. Эти напряжения могут быть определены только рентгенографическим методом.
Различают также остаточные напряжения в зависимости от причин, которыми они вызваны; И. А. Одинг разделяет их по этому принципу на две группы.
Технологические напряжения — напряжения, которые возникают в период изготовления изделия или в процессе его эксплуатации. В соответствии с этим различают следующие остаточные напряжения:
—	литейные и усадочные, возникающие при застывании и усадке отливок;
—	ковочные и прессовочные, возникающие при пластической деформации металла в горячем состоянии;
	— сварочные, возникающие при затвердевании металла по сварному шву;
—	напряжения от наклепа, возникающие вследствие неоднородного линейного или объемного изменения при холодной обработке металла давлением (холодная прокатка, штамповка, дробеструйная обработка и др.);
—	напряжения резания, возникающие при обработке металла снятием стружки;
—	термические или закалочные, возникающие при термической обработке изделий;
—	электролитические, возникающие при электролитическом покрытии;
—	тепловые или температурные, возникающие вследствие неоднородного нагревания или охлаждения;
—	фазовые, возникающие при структурных превращениях и диффузионных процессах и т. п.
84
Конструкционные напряжения — напряжения, которые вызываются процессами сборки и особенно запрессовки деталей конструкций. В клепаных конструкциях эти напряжения могут возникать из-за погрешно-
Рис. 99. Образцы, вырезанные из рессоры:
/ — вид образца сразу же после вырезки; 2 — вид образца через одни сутки
Рис. 100. Растрескивание магнита при закалке
стей в разметке заклепочных отверстий и последующего натяжения деталей для совмещения этих отверстий. В болтах такие напряжения возникают от натяжения их гайками и т. п.
Конструкционные напряжения в той или иной детали могут рассматриваться как остаточные напряжения первого рода.
По мнению академика Н. Т. Гудцова, в металлах и сплавах, помимо
кристаллических сил решетки и сил сцепления, действуют случайные силы, которые вызваны внутренними или остаточными напряжениями. Эти силы распределены в кристаллической решетке не равномерно. Наличие их можно
Рис. 101. Разрушение двутавровой балки после надреза верхней и нижней по-
док	доказать целым рядом примеров.
На рис. 99 показаны образцы из легированной высококачественной стали, вырезанные из рессоры, которые в течение суток самопроизвольно искривились, причем их деформация продолжалась еще в течение недели, но была уже незначительной. На рис. 100 показан магнит, треснувший во время закалки. Разрушение двутавровой балки при надрезе ее верхней и нижней полок приведено на
Рис. 102. Штамп, расколовшийся после длительной работы
Рис. 103. Штамп, лопнувший после закалки
рис. 101. Расколовшийся штамп, изготовленный из специальной стали, показан на рис. 102 Этот штамп после длительной работы был снят с пресса и при ударе о другой штамп раскололся.
85
Отмечались случаи и самопроизвольного растрескивания крупных штампов через несколько часов после их закалки (рис. 103). Известен также случай продольного раскалывания крупного цилиндра диаметром 90 мм длиной 920 мм. Подсчет показал, что разрушающее усилие должно было бы быть не менее 7000 Т.
Приведенные примеры подтверждают существование локальных сил, достигающих очень больших значений. Эти силы и есть внутренние, или остаточные, напряжения. Существование их связано с искажением кристаллических решеток, а величина может меняться от нуля до значений, превышающих предел прочности.
§ 5. ВЛИЯНИЕ РАЗМЕРОВ ИЗДЕЛИЯ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
Сопротивление стальных деталей хрупкому разрушению зависит не
только от состояния материала, из которого они изготовлены, но и от их размеров. С увеличением размеров изделия сопротивление его хрупкому разрушению уменьшается. Это явление наблюдается не только у сталей, но и у других материалов, которым свойственно хрупкое разрушение.
Сопротивление отрыву зависит, как известно, от прочности наиболее слабого места в напряженном объеме металла образца. Если предпо-
Рис. 104. Влияние величины диаметра стеклянной нити на ее сопротивление отрыву
тверждалась экспериментально.
дожить, что отдельные дефекты материала, являющиеся слабым местом, расположены в объеме металла равномерно, а также, что чем больше дефект, тем реже он встречается, то с увеличением объема образца его сопротивление отрыву уменьшается, поскольку с увеличением объема растет вероятность попадания в этот объем более значительного дефекта.
Рядом исследований (Т. А. Кон-торова, Я. И. Френкеля и др.) была создана статистическая теория для подсчета хрупкой прочности материалов в зависимости от их объема. Эта зависимость между объемом образца и его сопротивлением хрупкому разрушению много раз под-А. П. Александров, С. Н Журков,
А. Ф. Зак и другие показали, что сопротивление отрыву весьма чувстви-
тельно к масштабному фактору.
Например, прочность стеклянной нити резко увеличивается по мере уменьшения ее диаметра (рис. 104).
В лаборатории Н. Н. Давиденкова было показано, что масштабный фактор в полной мере проявляется на стали как при растяжении, так и при изгибе. Причем при изгибе прочность получается более высокой, чем при растяжении. Объясняется это тем, что при изгибе объем сопротивляющейся массы металла при одинаковых напряжениях будет значительно меньше, чем при растяжении. Действительно, при растяжении весь объем образца равно нагружен и поэтому вероятность встречи наиболее опасного дефекта больше, чем при изгибе.
При кручении хрупкое разрушение также наступает при больших
напряжениях, чем при растяжении.
Н. Г. Плеханова и С. И. Ратнер показали, что изменение размера образца существенно влияет на механические характеристики пластичных сталей (табл. 6).
Как видно из данных таблицы, наиболее сильно размер образца
влияет на предел пропорциональности, в некоторых случаях предел про-
86
Таблица 6
Механические свойства стали при различных размерах образца
Марка стали и ее термическая обработка	Диаметр образца d мм	Предел прочности св кГ[мм^	Предел пропорциональности СПЦ кГ{мм^	Предел текучести =0,2 кГ!млй	Сопротивление разрушению Sk кГ)мм^	Сужение поперечного сечения ф %
Сталь ЗОХГСА, изотер-	5	122	42,3	84,0	252	52,3
мически закаленная в се-	10	121	35,9	78,0	207	49,7
литре при 320°	20	119	34,0	73,0	195	45,8
	40	119	32,8	71,8	186	40,4
Сталь 18ХНВА, закален-	5	114	69,6	103	195	64,6
ная и отпущенная при 550°	10	115	68,5	104	200	61,7
(2 часа}	20	113	62,4	97,5	182	59,5
	40	111	53,1	95,0	177	49,1
Сталь 40ХНМА, закален-	5	103	78,2	88,1	171	55,7
ная и отпущенная при 550°	10	103	71,3	85,2	171	52,6
	40	100	68,7	82,0	152	49,2
порциональности при увеличении диаметра образца от 5 до 40 мм падает более чем на 25%.
Масштабный фактор проявляется также при хрупком разрушении в коррозионной среде. С уменьшением поверхности прочность образцов при нагружении в коррозионной среде увеличивается.
Влияние масштабного фактора также сильно при повторно-переменных нагружениях.
Глава III
РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ
§ 1. ИЗМЕНЕНИЕ СТРОЕНИЯ И СВОЙСТВ МЕТАЛЛОВ ПРИ ИХ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
Пластическая деформация металлов и сплавов в холодном состоянии, каким бы способом она не вызывалась (растяжением, сжатием, изгибом, прокаткой, волочением, штамповкой, прессованием), упрочняет материал. Такое упрочнение называется нагартовкой, или наклепом. Причиной упрочнения являются искажение кристаллической решетки, сдвиги, полигонизация и измельчение зерен.
Структура материала в процессе пластической деформации также меняется, образуется так называемая текстура (см. рис. 10). Такое изменение структуры делает материал более прочным (увеличивается предел упругости, предел текучести, предел прочности, твердость), но менее пластичным (уменьшается относительное удлинение, относительное сужение) и более хрупким (уменьшается ударная вязкость).
На рис. 105 показано влияние нагартовки на предел прочности и относительное удлинение чистой меди. Аналогично изменяются и другие
87
механические характеристики: предел упругости, предел текучести, твер-
дость, поперечное сужение, ударная вязкость и др.
Наряду с механическими свойствами изменяются и физико-химиче-
ские свойства металлов и сплавов. С увеличением степени деформации уменьшаются плотность и электропроводность, ухудшается коррозионная стойкость, увеличивается растворимость в кислотах и т. д.
Уменьшение плотности показано на образце, подвергнутом ра
Рис. 106. Изменение плотности образца из чистого железа, подвергнутого растяжению в зависимости от степени пластической деформации
стяжению (рис. 106). Вблизи головки наблюдается слабое уменьшение плотности, а там, где деформация быстро возрастает и сечение образца резко уменьшается, наблюдается большое падение плотности.
§ 2. ВЛИЯНИЕ НАГРЕВА НА СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА ДЕФОРМИРОВАННОГО МЕТАЛЛА
Пластическая деформация холодных металлов и сплавов приводит их к термодинамически неустойчивому состоянию. Строение и свойства деформированного материала при комнатной температуре сохраняются, так как подвижность атомов еще недостаточна для самопроизвольной перестройки, приводящей к более устойчивому состоянию.
При нагреве нагартованного материала до низких температур (для железа 200—300°) происходит восстановление искаженной кристаллической решетки. Это явление называется возвратом, или отдыхом. При отдыхе механические свойства восстанавливаются частично, не более чем на 20—30%: изменения же микроструктуры не происходит.
При более высоком нагреве начинается изменение микроструктуры материала. Происходит рост зерен и образование равноосной, неде-формированной структуры. Этот процесс называется рекристаллизацией.
Начинается она с определенной температуры, протекает во времени, сопровождается ростом зерен, идет с заметной скоростью и вызывает значительное понижение прочности и увеличение пластичности.
Академик А. А. Бочвар установил, что для чистых металлов, под* вергнутых деформации в холодном состоянии, температура начала заметной рекристаллизации может быть вычислена по формуле
7фекр = 0,4 • Тплавл»
88
где Трекр — абсолютная температура начала рекристаллизации;
Тплавл — абсолютная температура плавления металла.
Таким образом, температура начала рекристаллизации для железа равна 450°, для меди — 270°; для алюминия— 100°, а для легкоплавких металлов, таких как свинец и олово, она ниже 0°.
Рис. 107. Зависимость температуры рекристаллизации от степени деформации (схема)
Рис. 108. Зависимость величины зерна стали от температуры нагрева (схема)
При уменьшении степени деформации температура начала рекристаллизации повышается (рис. 107), так как с уменьшением степени деформации термодинамическая устойчивость металла увеличивается и для его перевода в более устойчивую форму требуется более высокая
температура.
Зависимость величины зерна от температуры нагрева схематически показана на рис. 108. Резкий подъем
кривой соответствует температуре начала рекристаллизации (происходит рост зерен).
Степень деформации также влияет на величину зерна (рис. 109). Степень деформации, при которой после рекристаллизации получается наиболее крупное зерно, называется критической. Критическая степень деформации для многих металлов изменяется от 2 до 8%.
Ход кривой на рис. 109 может быть объяснен на основании анализа физической сущности процесса рекристаллизации; необходимым условием роста зерен при рекристаллизации является тесный контакт кристаллических решеток смежных зерен, при котором обеспечивается переход атомов от одного зерна к другому.
При небольших степенях деформации межкристаллитная прослойка нарушается и рекристаллизация становится возможной.
Рис. 109. Влияние степени деформации иа величину зерна после рекристаллизации (схема)
При критической степени
деформации структура становится резко контрастной, наряду с крупными зернами возникают мелкие; большое различие в запасе свобод-
ной энергии крупных и мелких зерен приводит к интенсивному росту первых за счет вторых, т. е. к образованию крупнозернистой структуры. Дальнейшая деформация в значительной мере выравнивает размеры зерен, уменьшает контрастность и приводит к образованию мелкозернистой структуры после рекристаллизации.
89
Ход кривой, приведенной на рис. 109, хорошо иллюстрируется изменением макроструктуры алюминия после рекристаллизации, подвергнутого различной предварительной деформации (рис. 110).
Рис. НО. Макроструктура алюминия после рекристаллизации в зависимости от степени предварительной деформации: 0, 2, 4, 6, 8 и 10%
Явление рекристаллизации имеет большое практическое значение. Прежде всего рекристаллизация является средством восстановления
Рис. 111. Изменение механических свойств железа в зависимости от температуры рекристаллизации
90
пластичности нагартованного материала (рис. 111). Кроме того, если материал обжат до предела, но желаемое сечение еще не получено, т. е. требуется дальнейшее обжатие, то применяют рекристаллизационный отжиг.
Рис. 112. Лопатка газовой турбины реактивного двигателя с явно выраженной разнозернистостыо
В ряде случаев, когда степень деформации деталей (диски турбины, лопатки газовой турбины, лопатки компрессора и др.) по их сечению при ковке или штамповке получается различной, процессы рекристаллизации могут привести к разнозернистости (рис 112). Такие детали бракуются, так как в процессе эксплуатации они быстро разрушаются. В этом случае рекристаллизация оказывает отрицательное влияние на свойства деталей.
Глава IV
СВОЙСТВА МЕТАЛЛОВ ПРИ ДИНАМИЧЕСКИХ ИСПЫТАНИЯХ
§ 1.	ПРИРОДА РАЗРУШЕНИЯ ПРИ ДИНАМИЧЕСКОМ НАГРУЖЕНИИ
Многие детали машин и авиационных конструкций при работе испытывают ударные нагрузки. Для решения вопроса об их долговечности и надежности в этих условиях очень важными являются результаты динамических испытаний.
Динамическими называются такие испытания, при которых нагрузка прилагается ударом с большой скоростью.
Переход от статических нагружений к динамическим вызывает изменение всех свойств металлов и сплавов, связанных с пластической деформацией. Экспериментально доказано, что чем быстрее проводить нагружение, тем большая нагрузка требуется для разрушения. На рис. ИЗ приведены две кривые растяжения одной и той же стали, полученные при статическом и динамическом нагружениях. Как видно из диаграммы, динамическое нагружение вызывает повышение предела упругости и пре
91
дела текучести, не переводя материал в хрупкое состояние. Это объясняется тем, что сопротивление отрыву (см. рис 92) у многих материалов столь высоко, что даже испытания на ударный изгиб не вызывают разрушения путем отрыва.
Опыты В. Д. Кузнецова показали, что предел текучести железа при статическом испытании в зависимости от скорости нагружения меняется от 30 до 40 кГ/мм2, а предел прочности цинка — от 7,9 до 38,3 кГ[мм2.
Рис. 113. Диаграмма растяжения при статическом и динамическом нагружении одной и той же стали
Тенпература испытания б°С
Рис. 114. Ударная вязкость крупнозернистого (К) и мелкозернистого (М) железа в зависимости от температуры испытания (Н. Н. Давиден-ков)
Но если понизить температуру испытания, то сопротивление удару резко уменьшается (рис. 114). Это явление называется хладноломкостью. Хладноломкость у крупнозернистого материала наступает при более высокой температуре, чем у мелкозернистого.
Многие сплавы, применяемые в авиации (аустенитные стали, дур-алюмин и др.), имеют столь высокое сопротивление отрыву, что даже при резком понижении температуры остаются вязкими и при динамических испытаниях разрушаются путем сдвига.
Динамические испытания являются чрезвычайно чувствительным методом и позволяют выявлять хрупкость даже в тех случаях, когда другие методы ее не обнаруживают.
§ 2.	УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ
Наиболее распространенным видом динамических испытаний является испытание на ударный изгиб. Надрезанный образец квадратного сечения, установленный свободно на две опоры копра (рис. 115), подвергается разрушению ударом.
Ударной вязкостью называется работа, затраченная при динамическом разрушении надрезанного образца, отнесенная к площади поперечного сечения в месте надреза.
Ударная вязкость аа определяется по формуле
ан=-кГ- м/см2, Д)
где Ан — работа удара, затраченная на разрушение образца;
Fo — площадь поперечного сечения до испытания в месте надреза.
Ударная вязкость ответственных деталей должна быть высокой. Например, для вала авиадвигателя ан=10—11 кГ-м!см2\ для стволов орудий достаточно иметь ан=6—7 кГ'М/см2-, для артиллерийских материалов с высокими упругими свойствами можно допустить сн=4 кГ-м1см2.
92
Низкая вязкость (ан=1,5—2 кГ-м1см2) для деталей, работающих в условиях динамического нагружения, недопустима.
Кроме числовых значений, получаемых при испытании на удар, важным критерием является характер излома. Волокнистый матовый излом
Рис. 115. Схема установки образца для испытания на удар по методу Шарпи
без характерного металлического блеска свидетельствует о вязком разрушении. Хрупкое разрушение дает кристаллический блестящий излом. Хрупкому разрушению кристаллов железа соответствует разрыв по граням куба, а вязкому — скольжение по плоскостям ромбододекаэдра.
§ 3.	ВЛИЯНИЕ РАЗЛИЧНЫХ ФАКТОРОВ НА УДАРНУЮ ВЯЗКОСТЬ
Ударная вязкость зависит от многих факторов. Наличие в изделиях резких переходов в сечении, надрезов, выточек, вырезок и т. п. вызывает неравномерное распределение напряжений по сечению и их концентрацию (рис. 116). При этом чем острее надрез, тем выше концентрация на-
Рис. 116. Схема распределения напряжений в образцах с надрезом
пряжений Глубокий и острый надрез затрудняет развитие пластической деформации и вызывает хрупкое разрушение. У деталей с отверстиями также наблюдаются неравномерное распределение напряжений и их концентрация (рис, 117).
Ударная вязкость зависит также и от состояния поверхности образца; риски, царапины, следы механической обработки и другие дефекты снижают ударную вязкость. У металлов и сплавов, имеющих волокнис-
93
тое строение, образовавшееся в результате прокатки, штамповки, ковки или прессования, ударная вязкость поперечных образцов составляет 50— 60% от ударной вязкости продольных образцов.
Рис. 117. Влияние формы отверстия на величину перенапряжения
Результаты ударных испытаний зависят также от формы и размеров образца и величины запаса работы копра. Переход от образцов сечением 10X10 мм к образцам 30X30 мм повышает ударную вязкость в 2— 3 раза. С повышением запаса работы копра ударная вязкость увеличивается. Поэтому при испытаниях на ударный изгиб надо всегда указывать тип образца, форму надреза и величину запаса работы копра.
§ 4.	СКОРОСТНЫЕ УДАРНЫЕ ИСПЫТАНИЯ
Скоростные ударные испытания имеют особое значение при оценке качества снарядной и броневой сталей. Копер для скоростных испытаний на ударный изгиб при скоростях от 5 до 100 м!сек (рис. 118) имеет маятник (диск), который предварительно сильно разгоняется. При достижении заданной скорости вращения, измеряемой стробоскопическим
Рис. 118. Схема копра для скоростных ударных испытаний тахометром, бойком, закрепленным в ободе диска, ударяют по образцу, который подается на опоры автоматическим толкателем менее чем за 0,05 сек.
Приспособлений для измерения работы удара копер не имеет. Скорость, соответствующая переходу материала из пластичного состояния в хрупкое, определяется по излому.
Интересные результаты динамических испытаний получаются по методу осадки (рис. 119). При медленном нагружении цилиндрический об-
94
разец принимает бочкообразную форму. При быстрой осадке бочкооб-разность полностью отсутствует и верхние и нижние слои образца де-
Рис. 119. Характер деформации цилиндрических образцов при скоростных ударных испытаниях по методу осадки:
а — образец до испытания; б — после медленного нагружения; в — после скоростного нагружения; г—после сверхскоростного нагружения
формируются. При очень быстрой осадке происходит деформация только верхних слоев. Таким образом, при скоростных ударных испытаниях характер деформации резко меняется.
Глава V
ТВЕРДОСТЬ МЕТАЛЛОВ
§ 1.	ОБЩИЕ СВЕДЕНИЯ О ТВЕРДОСТИ
Твердость имеет большое практическое значение, так как она определяет многие рабочие свойства материала, например сопротивляемость истиранию, режущие свойства, способность обрабатываться шлифованием или резанием, выдерживать местные давления и т. д. Кроме того, по твердости можно иногда судить и о других механических свойствах, например о пределе прочности.
Большинство методов определения твердости основано на принципе вдавливания. Поэтому часто твердость определяют как способность материала сопротивляться внедрению в него другого, более твердого тела. Однако такое определение не является общим, так как существуют и другие методы определения твердости, основанные не на вдавливании, а на царапании, качании маятника, динамическом методе и др.
В действительности же твердость выражает определенные поверхностные свойства материала и должна рассматриваться как проявление свободной энергии, сосредоточенной в наружных зонах кристаллического тела.
§ 2.	ОПРЕДЕЛЕНИЕ ТВЕРДОСТИ ПО МЕТОДУ БРИНЕЛЯ
Определение твердости по Бринелю основано на вдавливании в испытуемый материал стального шарика и последующего измерения диаметра отпечатка (рис. 120).
Твердость по Бринелю НВ выражается отношением взятой нагрузки Р к площади поверхности отпечатка F, т. е.
НВ—— кГ]мм2.
65
Если вычислить поверхность отпечатка, имеющего форму шарового сегмента, то НВ определится формулой
2-Р
НВ =----.
itD(D — / Г» — г/2)
Рис. 120. Схема определения твердо сти по методу Бринеля:
а — испытание; б — отпечаток
к ГI и и2.
Размер шарика выбирают в зависимости от толщины испытуемого образца и ширины площадки под давление: обычно пользуются шариками стандартных размеров диаметрами в 10; 5 или 2,5 мм.
Нагрузка на шарик выбирается в зависимости о г рода материала и должна быть пропорциональна квадрату диаметра шарика. Условные стандартные нормы, принятые для различных материалов, следующие:
для стали и чугуна...................... Р=30-Pfi
для меди и медных сплавов .............. Р=10-£>2
для баббитов и свинцовистых бронз .... /-’=2,5-£>2
Кроме того, нагрузка считается выбранной правильно, если выдерживается соотношение
0,2 • D<d<0,6 • D.
Во избежание остаточной деформации самого шарика необходимо, чтобы твердость его была не менее чем в 1,7 раза больше твердости испытуемого материала. Практически при испытании по Бринелю верхняя граница твердости материала не должна превышать 450 кГ/мм2.
Между твердостью НВ и пределом прочности сц для некоторых материалов существует следующая эмпирическая зависимость:
для углеродистой стали.................. св=0,36-НВ
для стали хромансиль..................... ав=0,35-77В
для хромистой и хромоникелевой стали . .	ав=0,34-/УВ
для хромомолибденовой стали  ........... ав=0,33 • НВ
для дуралюмина........................... ав=0,37-//В
§ 3.	ОПРЕДЕЛЕНИЕ ТВЕРДОСТИ ПО МЕТОДУ РОКВЕЛЛА
Определение твердости по Роквеллу основано на вдавливании в испытуемый материал стального шарика или алмазного конуса и последующего измерения глубины вдавливания (рис. 121).
Твердость по Роквеллу HR выражается отвлеченной величиной, зависящей от глубины вдавливания h, и определяется по формуле
HR=k— с
где k и с — постоянные коэффициенты, причем в случае испытания шариком /г=130, а при пользовании алмазным конусом £=100; с—цена деления индикатора (в обоих случаях равна 0,002 мм).
Соответственно имеются 2 шкалы — В и С, твердость по которым обозначается HRB и HRC.
Шкала В (красная) предназначается для испытания мягких материалов, имеющих твердость НВ от 60 до 230 кГ)мм2. Стальной шарик диаметром в '/16 дюйма (1,5875 мм) вдавливается под нагрузкой в 100 кГ. Твердость измеряется в пределах от 25 до 100 единиц шкалы.
96
Шкала С (черная) служит для испытания твердых материалов, имеющих НВ от 230 до 700 кГ/мм2. Алмазный конус, имеющий угол при вершине 120° и радиус закругления у вершины 0,20 мм, вдавливается под нагрузкой 150 кГ. Пределы шкалы составляют от 20 до 67 единиц.
Для испытания очень твердых материалов (7/В>700 кГ/мм2) применяют шкалу А, при пользовании которой тот же алмазный конус вдавливают под нагрузкой в 60 кГ. Твердость по этой шкале обозначается HRA.
Метод Роквелла позволяет проводить испытания тонких и поверхностно-упрочненных (цементованных, цианированных, азотированных) деталей, при этом нагрузка на алмазный конус может быть снижена до 15 кГ.
Рис. 121. Схема определения твердости по методу Роквелла
Рис. 122. Схема определения твердости по методу Виккерса
§ 4.	ОПРЕДЕЛЕНИЕ ТВЕРДОСТИ ПО МЕТОДУ ВИККЕРСА
Определение твердости по Виккерсу основано на вдавливании в испытуемый материал четырехгранной алмазной пирамиды при сравнительно малых нагрузках и последующем измерении диагонали отпечатка под микроскопом (рис. 122).
Твердость по Виккерсу HV выражается отношением взятой нагрузки Р к площади поверхности пирамидального отпечатка F, т. е.
HV=~ кГ{мм2.
Если вычислить поверхность отпечатка, равную боковой поверхности четырехгранной пирамиды, то твердость по Виккерсу определится формулой
2P-sin68° г, 9 Н V =----—-----к Г ]мм.
Алмазная пирамида имеет угол между противоположными гранями, равный 136°. Величина нагрузки при испытании по методу Виккерса может быть выбрана от 1 до 120 кГ и должна обязательно оговариваться в протоколе испытания. Чаще всего применяют нагрузку в 5 или 10 кГ
Образцы для определения твердости по методу Виккерса должны иметь полированную поверхность. Толщина образца должна быть не менее 1,5 диагонали отпечатка.
Метод Виккерса особенно удобен при измерении твердости поверхностно-упрочненных деталей, имеющих сложную конфигурацию (напри
7	3354	§7
мер, цементованных, азотированных или цианированных зубьев шестерен и т. п.). Если толщина поверхностно-упрочненного слоя превышает 0,5 мм, берется нагрузка в 30 кГ.
§ 5.	МИКРОТВЕРДОСТЬ
В ряде случаев приходится определять твердость очень небольших по площади или толщине участков материала. Например, измерять твердость отдельных структурных составляющих сплавов (зерен твердого раствора, карбидов, нитридов, металлических соединений и т. п.) или очень тонких слоев наклепанного или поверхностно-упрочненного материала и т. п. При решении таких задач весьма удобным является применение прибора для определения микротвердости.
Рис. 123. Отпечатки,
при определении
полученные микротвердости:
а — на феррите; б — на мартенсите
Определение микротвердости основано на вдавливании под нагрузками от 2 до 200 Г алмазной четырехгранной пирамиды и последующем измерении отпечатка с помощью микроскопа при увеличении в 485 раз.
Поверхность испытуемого образца должна быть отполированной, а наклеп, имеющийся на поверхности образца, удален травлением. Микротвердость определяется отношением взятой нагрузки Р к площади поверхности отпечатка F, т. е.
Hv = кГ{мм2.
На рис. 123 показаны отпечатки, полученные при нагрузке в 50 Г на отдельных структурных составляющих стали 40, подвергнутой неполной закалке. Крупный отпечаток виден на мягком феррите, а отпечаток значительно меньших размеров — на твердом мартенсите.
Кроме рассмотренных, существуют другие статические методы определения твердости, например маятниковый метод Герберта, метод Ку
98
басова, испытание по Людвику, метод определения микротвердости царапанием и др., но они в настоящее время не имеют широкого распространения.
Динамические методы определения твердости, например метод Николаева, метод упругой отдачи Шора, метод Баумана и др., не выражают абсолютных значений динамической твердости и в последнее время потеряли свое значение.
Глава VI
ВЫНОСЛИВОСТЬ МЕТАЛЛОВ
§ 1.	ОБЩИЕ СВЕДЕНИЯ ОБ УСТАЛОСТИ МЕТАЛЛОВ
Детали машин, авиационных двигателей и самолетов, подвергаю
щиеся при эксплуатации повторно-переменным нагрузкам, в ряде случа-
ев разрушаются при напряжениях, лежащих ниже предела упругости. Разрушение металлов и сплавов в результате многократного по-
вторно-переменного нагружения носит название усталости.
Термин «усталость» часто заменяют термином «выносливость», который показывает, сколько пе-
ремен нагрузок может выдержать металл или сплав без разрушения.
Если по оси ординат отложить напряжение, а по оси абсцисс — число повторно-переменных нагружений (число циклов), выдержанных материалом до разрушения, то получим кривую выносливости (рис. 124). Из хода кривой следует, что существует такое максимальное напряжение, ниже которого металлы и сплавы не разрушаются от усталости. Это максимальное напряжение, которое выдерживает
материал, не разрушаясь при достаточно большом числе повторно-переменных нагружений, называется пределом выносливости и обозна-
чается СТ-р
Число повторно-переменных нагружений (число циклов) условно принято для сталей равным 10 млн., а для цветных металлов — 100 млн.
Явление усталости наблюдается при изгибе, кручении, растяжении —сжатии и при других способах нагружения.
Разрушение от усталости даже у таких пластичных металлов, как железо, медь и др., всегда происходит без заметных признаков остаточной деформации. Излом усталости имеет две резко отличные друг от друга зоны (рис. 125). Первая чрезвычайно мелкозернистая (фарфоровидная), имеющая гладкую как бы притертую поверхность и характерные концентрические линии, является зоной постепенного разрушения от усталости. Вторая зона, имеющая обычное кристаллическое строение и напоминающая хрупкий излом при статическом разрушении, является зоной мгновенного заключительного разрушения.
7*
99
Природа разрушения от усталости заключается в следующем. Металлы и сплавы, как известно, состоят из большого числа различно ориентированных зерен, которые вследствие анизотропии оказывают неодинаковое сопротивление действию внешних сил.
При повторно-переменных нагрузках пластическая деформация имеет избирательный характер, так как зерна, неблагоприятно расположенные по отношению к направлению действия сил, оказываются слабыми, и нагрузки, лежащие даже ниже предела упругости, вызывают пласти-
З&Ю ИФНОвеННВев разрушения
Зона :: пёегеп’нноео:. .разрушения
Рис. 125. Излом усталости авиационного коленчатого вала
ческую деформацию (сдвиги) в этих зернах. В других же зернах приложенная нагрузка вызовет только упругую деформацию. Многократная пластическая деформация при действии повторно-переменных нагрузок приводит к образованию микротрещины, которая, увеличиваясь, превращается в зону усталостного разрушения.
Когда оставшаяся здоровая часть сечения детали или образца не в состоянии выдержать всей приложенной нагрузки, наступает внезапное разрушение. Образуется вторая зона излома.
Большое влияние на выносливость оказывают микроскопическая неоднородность, неметаллические включения, газовые пузыри, химические соединения, а также надрезы, риски, царапины, наличие обезуглероженного слоя и следов коррозии на поверхности изделий, которые приводят к неравномерному распределению напряжений и снижают сопротивление материала повторно-переменным нагрузкам.
Не менее резкое влияние на предел выносливости оказывает твердость поверхностного слоя. Увеличение твердости поверхностного слоя повышает сопротивление усталости, а уменьшение твердости поверхностного слоя понижает усталостную прочность.
§ 2.	ЦИКЛИЧЕСКАЯ ВЯЗКОСТЬ И ПОВТОРНАЯ СТАТИКА
Как известно, при повторно-переменном нагружении часть механической энергии аккумулируется металлом и переходит в тепловую энергию. Способность металлов и сплавов поглощать при повторно-переменных нагрузках энергию называется циклической вязкостью, или внутри-кристаллическим трением.
Металлы и сплавы с высокой циклической вязкостью быстро гасят вибрации, которые часто являются причиной преждевременного разрушения (рис. 126). Например, чугун, относительно малопрочный материал, благодаря высокой циклической вязкости в ряде случаев является более ценным конструкционным материалом, чем углеродистая сталь, которая обладает меньшей циклической вязкостью. Циклическая вязкость стали с повышением ее статической прочности уменьшается, или,
100
например, статически прочные алюминиевые провода часто разрушаются от вибрации, возникающей от действия ветра.
Следовательно, при создании авиационных конструкций, например самолета, они рассчитываются таким образом, чтобы в эксплуатации при максимальных перегрузках напряжения не превышали предела вы-носливости и чтобы ни в одном элементе конструкции не появились остаточные деформации.
Однако практика эксплуатации авиационной техники показывает, что выполнение этих двух требований еще не обеспечивает надежность работы конструкций и не исключает полностью случаев разрушения.
Алюминиевый сплав
Углеродистая сталь
Рис. 126. Кривые затухания колебаний конструкций из алюминиевого сплава, углеродистой стали и чугуна
Работы последних лет показывают, что конструкции, подверженные повторным статическим нагрузкам, соответствующим эксплуатационным, т. е. не вызывающим остаточных деформаций и не превышающим по величине предела выносливости, разрушаются через несколько циклов. Причем число циклов тем меньше, чем больше отношение сг/сгв, где сг — напряжение при повторной нагрузке; пв — предел прочности материала.
Если учесть, что в сложных конструкциях имеются концентраторы напряжений, то, как показывают исследования, повторно-статические нагрузки при малом коэффициенте запаса прочности могут преждевременно вызвать разрушения.
Первая работа в области многократных статических нагрузок, имеющая непосредственное отношение к самолетостроению, была выполнена Н. И. Мариным в 1946 г. До этого проблема статической прочности рассматривалась с точки зрения однократного нагружения и считалось, что эффект повторности ничего нового не вносит.
Однако результаты исследований в этой области показали, что повторность нагрузок оказывает существенное влияние на прочность п долговечность конструкций, особенно при наличии факторов, вызывающих концентрацию напряжений. Оказалось, что одна и та же конструкция может оказаться прочной при однократном нагружении или при малом числе повторения нагрузки и быть непрочной при большом числе повторных нагружений.
По природе механизм разрушения материала при повторно-статических нагружениях, как показывают исследования, ничем не отличается
101
от механизма разрушения при повторно-переменных нагружениях от усталости. Начальный период кривой усталости (см. рис. 124), как принято считать, полностью отображает механизм разрушения от повторных статических нагрузок.
§ 3.	ИСПЫТАНИЯ НА выносливость
Рис. 127. Схема длительного испытания на выносливость изгибом при вращении консольного образца
Испытания на выносливость проводятся на машинах, позволяющих получать повторно-переменные нагружения при изгибе, кручении, растяжении — сжатии. В большинстве случаев применяют машину, создающую повторно-переменный изгиб вращающегося образца (рис. 127). Испытанию подвергается целая серия (6—8 шт.) одинаковых образцов до тех пор, пока не находят напряжение, при котором образцы, не разрушаясь, выдерживают 10 млн. циклов (для стали) или 100 млн. циклов (для цветных металлов).
По полученным результатам в координатах «напряжение—число циклов» строят кривую, по которой и определяют предел выносливости tf-i (см. рис. 124).
Иногда предпочитают строить кривую выносливости в логарифмических или полулогарифмических координатах. В этом случае на кривой выносливости выявляется резкий перелом, после которого кривая следует параллельно оси абсцисс, что позволяет определить предел выносливости с большей точностью.
§ 4.	УСКОРЕННЫЕ ИСПЫТАНИЯ НА ВЫНОСЛИВОСТЬ
Обычные испытания на выносливость требуют значительной затраты времени. Разработанные в настоящее время ускоренные методы основаны в большинстве случаев на использовании зависимости напряжений от величин, характеризующих процессы, происходящие в металле при нарастании числа циклов. Этими величинами в современной практике ускоренных испытаний являются: температура, величина деформации, крутящий момент и затрачиваемая мощность. Повторно-переменные напряжения, незначительно превышающие предел выносливости, вызывают заметное нарастание этих величин.
При ускоренном испытании образец вначале нагружается небольшим напряжением, затем в процессе испытания напряжение увеличивают. При каждом новом напряжении измеряют температуру, деформацию, крутящий момент и затрачиваемую мощность. Время испытания на каждой ступени нагружения принимается равным в среднем 30—60 мин. Когда измеряемые величины начнут резко возрастать, испытание прекращается; в этот момент напряжение достигает предела выносливости.
Для определения предела выносливости строят кривые ускоренных испытаний (рис. 128), по которым находят абсциссы точек перегиба кривых. Средняя величина полученных четырех определений принимается за предел выносливости. Предел выносливости, определенный ускоренным методом, несколько выше (на 1—2 кГ!мм2), чем предел выносливости, определенный длительным методом.
102
Ускоренные испытания дают удовлетворительные результаты только для материалов с большой циклической вязкостью. При испытании цвет-
Рис. 128. Кривые изменения температуры t, деформации f, крутящего момента М и затрачиваемой мощности W в зависимости от величины напряжения с
ных металлов и сплавов, а также сталей с внутренними дефектами точных данных получить не удается.
Глава VII
ПРОЧНОСТЬ МЕТАЛЛОВ ПРИ высоких и низких ТЕМПЕРАТУРАХ
§ 1.	ОБЩИЕ СВЕДЕНИЯ О ЖАРОПРОЧНОСТИ МЕТАЛЛОВ
Важнейшими деталями современного авиационного двигателя являются лопатки газовой турбины, которые во время эксплуатации двигателя нагреваются до температур порядка 900—1000° и длительное время работают в этих условиях. Поэтому необходимо, чтобы материал лопаток был жаропрочен.
Жаропрочность — это способность металлов и сплавов длительно сопротивляться началу и развитию пластической деформации и разрушению под действием постоянных нагрузок при высоких температурах
Численно жаропрочность выражается тремя характеристиками: пределом кратковременной прочности, пределом ползучести и пределом длительной прочности.
Как известно, прочность металлов и сплавов с повышением температуры уменьшается. Изменение прочности железа в зависимости от температуры испытания представлено на рис. 129. Повышение прочности при температуре 200—300°, объясняемое влиянием примесей, является характерным для малоуглеродистой стали.
Дальнейшее повышение температуры приводит к резкому уменьшению прочности Выше температуры 350°, как видно из диаграммы, предел прочности железа зависит от скорости нагружения. При медленном
103
нагружении предел прочности падает более резко, чем при обычном (быстром), статическом нагружении. При относительно быстром приложении нагрузки численные значения предела прочности отожженной уг-
Температура испытания в ° С
Рис. 129. Зависимость предела прочности железа от температуры и скорости испытания
Рис. 130. Зависимость предела прочности углеродистой стали 40 от температуры и продолжительности растяжения (А. М. Борздыка)
леродистои стали 40 при высоких температурах получаются более высокими, чем при медленном приложении нагрузки (рис. 130). Следовательно, напряжение, которое вызывает разрушение металла при высоких температурах, зависит от длительности приложения нагрузки — от времени действия нагрузки. При кратковременном приложении нагрузки оно может быть большим, а при длительном времени действия нагрузки разру
Рис. 131. Схема закрепления образца для испытания на растяжение при высоких температурах
шающее напряжение будет малым. С другой стороны, чем выше температура материала при одном и том же времени действия нагрузки, тем ниже разрушающее напряжение. При нормальной же температуре эта зависимость, приведенная на графике рис. 130, выразится горизонтальной прямой.
Из всего сказанного следует, что при высоких температурах нельзя пренебрегать фактором времени. При испытании на ползучесть он приобретает решающее значение. Постоянная, но длительное время действующая нагрузка в конце концов вызывает разрушение материала.
§ 2.	кратковременная прочность
Испытания на растяжение при высоких температурах, производимые при обычном статическом нагружении, когда нагрузка возрастает быстро, в течение короткого
промежутка времени, исчисляемого минутами, называются кратковременными испытаниями.
104
Кратковременные испытания не характеризуют в полной мере свойства металлов и сплавов при высоких температурах, а дают лишь приближенные представления об их жаропрочности. На основании кратковременных испытаний на растяжение можно получить лишь представление о способности исследуемого материала к горячей обработке давлением (ковке, штамповке, прокатке), а также о поведении материала деталей в начальный период их работы.
Для кратковременных испытаний применяют обычные машины, как и для статических испытаний при комнатных температурах, но снабженные нагревательными устройствами (рис. 131).
Существуют многочисленные конструкции нагревательных устройств, применяемых для кратковременных испытаний. Основное, на что надо обращать внимание,— это устранение температурного градиента в рабочем пространстве печи.
Для кратковременных испытаний на растяжение можно применять как стандартные, так и нестандартные (удлиненные) образцы.
§ 3.	ПОЛЗУЧЕСТЬ МЕТАЛЛОВ
Если при высокой температуре нагрузить металл постоянно действующим напряжением и оставить его под нагрузкой длительное время, то материал в течение всего времени действия температуры и нагрузки будет деформироваться с определенной скоростью. Такое явление называется ползучестью.
Ползучесть — это свойство рывно пластически деформироваться при высоких температурах под действием постоянной, длительно действующей нагрузки.
Ползучесть возникает лишь при условии, если приложенное напряжение выше предела упругости при данной температуре и если температура выше температуры рекристаллизации, которая вызывает разупрочнение пластически деформированного (нагар-тованного) материала (рис. 132). Из диаграммы видно, что
при температурах выше 400? предел упругости сге становится ниже приложенного напряжения и материал начинает пластически деформироваться. При напряжениях, лежащих ниже приложенного, и при температуре ниже 400° будет только упругая деформация.
Ползучесть сопровождается двумя взаимно противоположными процессами: упрочнением и разупрочнением. Упрочнение (нагартовка) возникает в результате пластической деформации, а разупрочнение — в результате рекристаллизации. Температура рекристаллизации является температурной границей, выше которой наиболее полно проявляется ползучесть.
На рис. 133 приведена кривая ползучести, на которой можно отметить следующие участки:
1)	участок оа — деформация (упругая и пластическая), возникшая в момент приложения нагрузки;
2)	участок ab — неустановившаяся ползучесть, при которой деформация протекает с неравномерной, замедляющейся скоростью;
3)	участок Ьс — установившаяся ползучесть, протекающая с постоянной скоростью'деформации;
металлов и сплавов

медленно и непре-
с приложенное
600
Рис.
свойств углеродистой стали при повышенных температурах
100	200	300 W0
Температура 6 °C
432. Схема изменения механических
5
Предел упругост,,

О
105
4)	участок cd — последний этап ползучести, местная деформация с неравномерно возрастающей скоростью, заканчивающаяся разрушением.	>
За количественную характеристику ползучести принимается максимальное напряжение, при котором скорость деформации становится весьма малой величиной. Это напряжение определяется по участку Ьс установившейся ползучести. На практике ограничиваются определением
предела ползучести.
Пределом ползучести называется напряжение, которое за опреде-
Рис. 133. Типичная кривая ползучести (схема)
ленный промежуток времени вызывает при данной температуре заданное суммарное удлинение или заданную скорость деформации. На практике чаще всего определяют напряжения, вызывающие суммарное удлинение, равное 1%, за 1000, 10000 или 100 000 час, что соответствует средней скорости ползучести, равной 10-3, 10-4 или 1О~5О/о в час.
Для металла лопаток газовых турбин реактивных двигателей (РДЗМ, АИ20 и др.) скорость деформации устанавливается в 0,2% за 1000, 2000 или 5000 час.
Для обозначения предела ползучести пользуются следующей записью: о]/1000 —25 кГ!мм2. Это означает, что напряжение, равное 25 кГ/мм2, при данной температуре, например при 800°. вызывает суммарную деформацию в 1% за 1000 час.
Основным видом испытания на ползучесть являются испытания в условиях растяжения. На рис. 134 изображена схема машины для испытания на ползучесть. Образец, укрепленный при помощи винтовой нарезки в захватах машины, нагревается в электрической печи до соответствующей температуры и нагружается естественным грузом. Деформация образца при испытании измеряется через равные промежутки времени с точностью до 0,001 мм индикаторами, соединенными с захва
тами при помощи тяг.
Испытания на ползучесть обычно продолжаются 1000 и более часов. Во время испытания температура и нагрузка сохраняются постоянными.
Кроме описанного, широко распространенного метода испытания при растяжении, существует еще ряд других видов испытания на ползучесть: при изгибе, кручении и сложно-напряженном состоянии.
§ 4.	ДЛИТЕЛЬНАЯ ПРОЧНОСТЬ
Кроме кратковременных испытаний при высоких температурах и испытаний на ползучесть, проводят испытания на длительную прочность.
Пределом длительной прочности называется напряжение, которое вызывает разрушение образца при данной температуре через определенный промежуток времени.
Численные значения предела длительной прочности и предела ползучести, полученные при одних и тех же условиях испытания для одного и того же материала, не совпадают.
Предел ползучести представляет собой характеристику сопротивления материала пластическим деформациям, а предел длительной прочности — характеристику сопротивления разрушению.
106
Рис. 134. Схема машины ИП-2 для испытания на ползучесть
107
Для обозначения предела длительной прочности пользуются следующей записью: <тюо=25 кГ/мм2, где сцоо напряжение (в нашем случае равное 25 кГ/лш2). вызывающее разрушение материала при данной температуре за 100 час. Испытания на длительную прочность продолжаются в течение 100, 200, 500, 1000 и более часов, а результаты испытаний изображаются графически в координатах «напряжение — время до разрушения» (рис. 135).
Рис. 135. Кривая длительности прочности
Испытания машинах, что и
на длительную прочность можно проводить на тех же испытания на ползучесть, но они должны быть снабже-
Рычаг
Рис. 136. Общий вид машины ВПК-И для испытания на длительную прочность
ны приспособлениями для фиксации точного времени разрыва образца. На рис. 136 показана машина для испытания на длительную прочность, на которой также можно проводить испытания на ползучесть.
108
§ 5.	ИСПЫТАНИЯ НА ВЫНОСЛИВОСТЬ ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
Испытания на выносливость при высоких температурах имеют большое значение для оценки жаропрочности материала, применяемого
для изготовления деталей газовой пример рабочих лопаток, которые вергаются вибрационным нагрузкам.
В процессе испытания на выносливость при высоких температурах на кривой выносливости не получается горизонтального участка, чтс> характерно для нормальных температур испытания. Это объясняется тем, что1 при высоких температурах предел выносливости данного материала лежит выше предела его ползучести. Поэтому о- пределе выносливости при высоких температурах нельзя говорить, как о на-
турбины реактивного двигателя, па-под действием газового потока под-
пряжении, при котором материал не разрушается при любом количестве циклов (рис. 137).
Кривые выносливости при испытании металлов и сплавов при высоких температурах напоминают кривые длительной прочности. Поэтому указывая величину предела выносливости при высокой температуре, необходимо указывать число циклов и время, при которых этот предел был получен.
О 100 200 300 ЧОО 500 600 100 600
Температура 6 °C
Рис 138. Изменение механических свойств деформируемых жаропрочных сталей и сплавов при высоких температурах (схема)
Для испытания на выносливость при высоких температурах пользуются обычными машинами, снабженными нагревательными устройствами.
В заключение приводим схему изменения механических свойств в зависимости от температуры испытания жаропрочных деформируемых материалов, применяемых для изготовления деталей реактивных двигателей (рис. 138).
Из схемы следует, что при температурах до 500° в случае статических нагрузок основными расчетными характеристиками являются пре
109
дел-текучести и предел прочности. В случае же вибрационных нагрузок при этих же температурах основной расчетной характеристикой является предел выносливости. При температурах выше 600° основной расчетной характеристикой является предел ползучести.
§ 6.	ТЕРМИЧЕСКАЯ УСТАЛОСТЬ
Многие детали газотурбинных двигателей, атомно-энергетических установок, химического машиностроения и других отраслей современной техники, подвергающиеся в процессе эксплуатации многократным нагревам и охлаждениям, с течением времени деформируются и даже разрушаются. Это явление было названо термической усталостью, а сопротивляемость материала термической усталости — термической стой-
костью.
Термической усталостью называется изменение состояния и свойств металлов и сплавов под дейст-
вием многократных нагревов и охлаждений, приводящих к деформациям и разрушению.
Термин «термическая усталость» принят по аналогии с механической усталостью. Однако между механической и термической усталостью имеется существенное различие. Как известно, механическая усталость возникает в металле при приложении повторно-переменных внешних нагружений. При термической усталости напряжения вызываются не внешними нагрузками, а нереализованными термическими перемещениями (расширением или
Число циклов нагреВа и охлаждении N
Рис. 139. Зависимость числа циклов нагрева и охлаждения (числа теплосмен) от перепада температур для некоторых жаропрочных сплавов
сжатием) наиболее нагретых или охлажденных элементарных объемов, металла при неоднородном температурном поле детали. Кроме того, при механической усталости напряжения соответствуют деформациям, не выходящим за предел упругости, в то время как при термической усталости деформации в наиболее нагретых зонах выходят за предел упругости и могут вызвать напряжения, превышающие предел текучести. Поэтому явление термической усталости сопровождается накоплением остаточных деформаций и к моменту разрушения возможны значительные изменения размеров и формы детали. Следовательно, причиной разрушения при термической усталости является исчерпание пластичности материала.
Поведение детали при термической усталости зависит от свойств материала (термического коэффициента линейного расширения а, коэффициента теплопроводности %, модуля нормальной упругости Е, предела текучести сго,2, относительного удлинения б, поперечного сужения ф), а также от формы и размеров деталей, характера их нагрева и нагревающей среды.
Поэтому полная оценка сопротивления материала термической усталости может быть дана только после натурных испытаний конкретных деталей в условиях, близких к эксплуатационным. Сравнительная же оценка сопротивления материала термической усталости производится на образцах упрощенным методом, при котором образцы, будучи жестко, упруго или смешанно защемленными, подвергаются циклическим нагревам и охлаждениям.
НО
Количественно термическая усталость обычно оценивается сравнением числа циклов (числа теплосмен) при заданном температурном перепаде и уровне температуры или температурного перепада при заданном числе циклов, при котором происходит частичное или полное разрушение. Обычно испытания доводят или до полного разрушения, или до образования трещин определенного размера.
На рис. 139 показана зависимость сопротивления термической усталости (числа циклов нагрева и охлаждения до разрушения) от перепада температуры А/ для некоторых жаропрочных сплавов, а в табл. 7 приведены данные о термической стойкости (термической усталости) некоторых жаростойких сталей и сплавов.
Таблица 7
Термическая стойкость жаростойких (окалиностойких) деформируемых сталей и сплавов
Температура испытания °C	Число теплосмен (число циклов)*			
	ЭП126 (ВЖ100)	ХН38ВТ (ЭИ703)	ХН75МВТЮ (Э11602)	ХН60В (ЭИ868, ВЖ98)
800—20	70—80	ПО	ПО	140
900—20	35—40	46	52	56
1000—20	20—28	22	38	33
1100—20	10—15	24	20	21
1200—20	—	22	—	14
* Испытания проводились до появления трещины длиной 0,5 мм на образцах с радиусом надреза 0,1 з/лг.
Из графика видно, что условия испытания могут существенно изменить сопротивление сплавов термической усталости. А именно сплавы лучшие при малых перепадах температуры могут при больших перепадах оказаться худшими. Это объясняется тем, что при малых перепадах температуры напряжения в более жаропрочных сплавах остаются в основном в пределах упругости, а в менее жаропрочных — они превышают предел упругости и обусловливают значительно более быстрый темп накопления остаточных деформаций. При больших перепадах температуры во всех сплавах за один цикл будут возникать существенные остаточные деформации и число циклов (число теплосмен) будет определяться большим запасом пластичности, а не жаропрочностью, как это было при малых перепадах температуры.
Данные, приведенные в табл. 7, показывают, что сталь ХН38ВТ при максимальных перепадах температуры (1100—20° и 1200—20°) выдерживает большее число теплосмен, чем другие приведенные стали и сплавы при этих перепадах. В остальных случаях при других перепадах температуры никелевые сплавы ХН75МВТЮ и ХН60В обладают более высокой термической стойкостью, чем стали (сплавы на основе железа) ЭП126 и ХН38ВТ.
Кроме рассмотренных методов испытания металлов и сплавов при высоких температурах, существуют и другие. Например, определение твердости или так называемой «горячей твердости», испытание на релаксацию, в процессе которой происходит постепенный переход упругих деформаций в пластические, испытание на термический удар и др.
§ 7.	СВОЙСТВА МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ ПРИ НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
Работа конструкций и машин при низких температурах может вызывать хрупкое разрушение деталей без предварительной пластической
111
Таблица 8
Свойства металлов и сплавов при низких температурах
Наименование материала	кГ/млР			В %			Ф %		
	+ 17°	—196°	—253°	+ 17°	—196°	—253°	+ 17°	—196°	—253°
	Чисть		е металлы						
А1 (99,7%)	12	21	35	29	42	45	86	75	66
Си (99,9%)	24	38	46	29	41	48	70	72	74
Ni (99,8%)	45	63	79	35	46	48	77	69	69
Mg (99,9%)	12	16	21	5	5	5	10	7	8
Mo (99,31%)	49	54	54	~3	~0	~0	~3	-3	-4
Sn (99,74%)	3,6	7,1	7,3	29	4	0,6	91	4	0
Углеродистые стали
Сталь	10	36	82	99	38	8	0	77	6	4
Сталь	20	43	93	116	30	21	0	76	33	5
Сталь	30	57	101	132	26	16	0	61	34	6
Сталь	40	59	106	141	21	18	0	68	45	3
Сталь	50	69	114	139	22	16	0	52	20	1
Л е г и р о в а н н ы]е стали
25НЗ	66	100	122	24	23	0	59	29	2
12ХН2	51	86	119	25	20	0	75	52	2
13Н5А	99	145	147	17	8	1	44	—	—
ЗОХМА	56	100	133	28	18	0	64	23	О
5ХНМ	80	120	142	17	15	1	55	30	4
2X18Н9 (ЭЯ2)	77	170	132	60	45	20	67	51	—
Цветные сплавы
Латунь	45	59	68	32	37	34	35	38	35
Оловянистая бронза	31	38	42	30	12	9	28	13	14
Бериллиевая бронза	65	81	92	20	34	40	68	64	62
Алюминиевая бронза	42	58	65	61	84	83	74	76	72
Дуралюмин	41	52	68	15	16	16	25	20	16
Силумин	22	32	42	7	9	12	14	11	13
Электрон	9,5	14	17	0,5	0,4	0,4	1	1	1
Титановый сплав	98	158	190	16	17	5	38	32	21
112
деформации в результате перехода материала из пластичного состояния в хрупкое (см. рис. 92). Такой переход, как следует из работ академика А. Ф. Иоффе, происходит при определенной температуре, названной критической температурой хрупкости. Исследования Н. Н. Давиденкова и Я. Б. Фридмана показали, что к числу факторов, обусловливающих такой переход, относится не только температура, но и скорость приложения нагрузки.
Однако исследованиями Гадфильда, Гаупта. Криша и других установлено, что ряд металлов даже при температуре жидкого водорода (—253°) остается пластичным независимо от скорости приложения нагрузки. Очевидно, у этих металлов критическая температура хрупкости лежит ниже температуры жидкого водорода.
Анализ результатов целого ряда исследований показал, что прочность всех металлов и сплавов с понижением температуры увеличивается.
Пластичность металлов с кубической гранецентрированной (А1, Си, Ni, Pb) или гексагональной (Mg) кристаллической решеткой при низких температурах увеличивается или сохраняется.
Металлы с кубической объемноцентрированной (Мо, Сг) или тетрагональной (Sn) кристаллической решеткой при низких температурах становятся хрупкими или, как говорят, хладноломкими.
Результаты исследований механических свойств некоторых чистых металлов, углеродистых и легированных сталей, а также цветных сплавов при нормальной и низких температурах приведены в табл. 8.
Данные таблицы согласуются с теорией акад. А. Ф. Иоффе, согласно которой разрушение при температурах, лежащих ниже критической температуры хрупкости, должно происходить при напряжениях, равных хрупкой прочности металлов, которая практически не зависит от температуры. Очевидно, критическая температура хрупкости у молибдена и олова лежит выше температуры жидкого азота (—196°).
Из данных таблицы следует, что:
1)	пластичность углеродистых сталей с повышением содержания углерода при температуре —196° вначале увеличивается, а затем снижается;
2)	легированные стали ряда марок при температуре —196° остаются пластичными;
3)	при температуре —253° углеродистые стали и некоторые легированные стали становятся хрупкими; критическая температура хрупкости этих сталей, очевидно, лежит в интервале от —196 до —253°;
4)	если легирование стали приводит к образованию аустенитной структуры (высоколегированная сталь ЭЯ2), то явление хрупкости при низких температурах исчезает; очевидно, критическая температура хрупкости этой стали лежит ниже —253°;
5)	механические свойства цветных сплавов с понижением температуры изменяются подобно свойствам чистых металлов, но в меньшей степени, т. е. влияние легирующих элементов в медных и алюминиевых сплавах на прочность и пластичность основы цветных сплавов уменьшается.
8	3354
РАЗДЕЛ ТРЕТИЙ
ТЕРМИЧЕСКАЯ И ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СТАЛИ
Глава 1
ОБЩИЕ СВЕДЕНИЯ
§ 1.	СУЩНОСТЬ И НАЗНАЧЕНИЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
Сущность термической обработки заключается в изменении струк-
туры и свойств сплавов без изменения химического состава, путем нагрева и последующего охлаждения с определенной скоростью.
Наиболее общая схема простейшей термической обработки показа-
Рис. 140. Общая схема простейшей термической обработки
на на рис. 140. Конечная цель термической обработки — получение необходимых свойств: механических, физических, физико-химических и др. Желаемое изменение свойств может осуществляться в самых широких пределах. Поэтому цели, преследуемые термической обработкой, различны и часто диаметрально противоположны.
В одних случаях требуется провести упрочнение материала; примером этого может служить закалка инструментальной стали на высокую твер-
дость. В других случаях ставится задача разупрочнения, когда, например, детали из углеродистой стали, предна-
значенные для обработки резанием, отжигают, чтобы уменьшить их твердость. Иногда необходимо устранить внутренние напряжения, что достигается низким отпуском закаленных изделий.
Термической обработкой можно сообщить материалу детали специальные физические свойства — электрические, магнитные и др. Наконец, термической обработкой может быть в некоторых случаях повышена коррозионная стойкость (например закалкой нержавеющей стали).
При производстве деталей авиационных конструкций термическая обработка применяется очень широко и занимает большое место в общем цикле технологического процесса. При этом эффект изменения свойств бывает часто очень значительным, механические свойства неко
торых сталей повышаются иногда в несколько раз.
§ 2.	СВЯЗЬ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ С ДИАГРАММАМИ СОСТОЯНИЯ; КРИТИЧЕСКИЕ ТОЧКИ
Изменение строения и свойств сплавов путем термической обработки тесно связано с рассмотренными ранее диаграммами состояния.
При достаточно медленном охлаждении сплав приобретает равно
114
вескую структуру, соответствующую его положению на диаграмме состояния.
При ускоренном охлаждении нагретого сплава иногда удается зафиксировать структуру, устойчивую лишь при высокой температуре, или получить особые промежуточные продукты превращения этой структуры. В таком случае сплав приобретает неравновесное строение и часто совершенно новые свойства. Это возможно, если при нагревании происходят фазовые изменения, например переход компонента в твердый раствор или полиморфное превращение.
В общем случае при термической обработке могут упрочняться лишь те сплавы, в структуре которых образуются твердые растворы, способные при охлаждении становиться пересыщенными.
Для получения подобных пересыщенных твердых растворов необхо
димо, следовательно, сначала нагреть сплав до определенных температур, соответствующих фазовым превращениям, а затем охладить с определенной скоростью.
Эти температуры получили название критических точек.
Критические точки углеродистых сталей были впервые открыты великим русским ученым Д. К. Черновым, который по праву считается основоположником металлографии и науки о термической обработке стали.
Д. К. Чернов более 80 лет тому назад, наблюдая за поведением стали при ее нагреве и охлаждении, установил, что при некоторых температурах, соответ-
Рис. 141. Диаграммы состояния сплавов железо-углерод (по Д. К. Чернову, 1916 г.): I — контуры диаграммы, построенной по критическим точкам, открытым Д. К. Черновым; 77 — диаграмма, построенная по данным более поздних исследований (упрощенная)
ствующих критическим точкам, в ней происходят резкие изменения, коренным образом меняющие строение стали и ее отношение к после-
дующему быстрому охлаждению.
Температуры критических точек Чернов был вынужден определять
на глаз, так как в то время еще не существовало пирометров.
Д. К. Чернов открыл три критические точки — а, Ь и с, установив
при этом, что их положение зависит от содержания углерода в стали (рис. 141, схема 7).
Интересно, что диаграмма состояния сплавов железо—углерод (см. рис. 141, схема /7), являющаяся теоретической основой изучения стали и чугуна, опубликованная значительно позже, совпадает с контурами диаграммы, построенной по критическим точкам Чернова (схема 7).
Точка а представляет температуру, ниже которой сталь не способна воспринимать закалку.
В точке b сталь приобретает особое состояние, названное Черновым «аморфным» и по современным представлениям отвечающее структуре-
аустенита.
Наконец, точка с соответствует началу перехода стали в жидкое со-
стояние.
Этим открытием Д. К. Чернов заложил основы науки о термической обработке стали и наметил правильные пути ее дальнейшего развития.
В 90-х годах французский ученый Осмонд подтвердил открытие Чернова и более точно определил положение критических точек.
Температуры, при которых в стали происходят превращения, Осмонд предложил обозначать критическими точками At, Л2, As (от слова
8*
115
л
«arret»—остановка, так как при этих температурах на кривых охлаждения или нагревания наблюдаются остановки — перегибы или площадки) .
При этом в случае нагревания ставится еще дополнительный индекс «с» (от слова «chauffe»—нагревание), а в случае охлаждения — индекс «г» (от «refroidissement»—охлаждение).
Эти обозначения широко применяются до настоящего времени.
Таким образом, критические точки при нагреве обозначаются символами Ас, Ае , АСг и Ас, а при охлаждении — Аг*, Ат* и А , точка конца растворения (или начала выделения) вторичного цементита обозначается Лс,л (рис. 142).
Рис. 142. Критические точки стали
Критические точки стали тесно связаны с полиморфными превращениями чистого железа и изменением растворимости углерода в у-желе-зе; происходящие при соответствующих температурах структурные изменения доэвтектоидных и заэвтектоидных сталей были рассмотрены ранее, при анализе диаграммы состояния Fe—С (см. стр. 58).
Критические точки относятся к случаям медленного охлаждения (или нагрева) стали и отвечают превращениям, соответствующим равновесной диаграмме состояния.
При ускорении охлаждения критические точки понижаются, превращение аустенита затрудняется и возникают другие структуры часто с совершенно иными свойствами.
Критические точки стали имеют большое практическое значение. Зная положение критических точек, можно правильно выбрать температуры термической обработки стали, условия химико-термической обработки, выбрать наилучшие режимы обработки стали давлением и решать много других важных технологических задач.
§ 3.	ОСНОВНЫЕ ВИДЫ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СТАЛИ
Термическую обработку стали можно подразделить на предварительную и окончательную. Главными видами предварительной термической обработки являются отжиг и нормализация *. Эта обработка прово-
♦ В некоторых случаях нормализация служит операцией окончательной термической обработки.
116
дится в процессе изготовления детали для облегчения технологических процессов резания на станках или для обработки заготовок давлением в горячем или холодном состояниях. Попутно улучшаются структура и свойства материала.
Вместе с тем предварительная обработка подготавливает материал к окончательной термической обработке.
Главной задачей окончательной термической обработки, к которой относятся закалка и отпуск, является сообщение готовому изделию требуемых свойств, например прочности, твердости, вязкости и других, необходимых для работы детали в конструкции, в заданных условиях эксплуатации.
Глава 11
ОТЖИГ И НОРМАЛИЗАЦИЯ
Отжиг и нормализация, представляющие собой разновидности предварительной термической обработки, снижают твердость для подготовки к последующей обработке резанием; увеличивают пластичность для облегчения холодной обработки давлением; уничтожают внутренние напряжения; выравнивают свойства по сечению; улучшают строение (это проявляется главным образом в измельчении зерен и более равномерном распределении углерода); подготавливают к последующей окончательной термической обработке.
Для отжига характерны длительная выдержка при температуре нагрева и последующее медленное охлаждение.
Согласно классификации акад. А. А. Бочвара различают два основных вида отжига.
1. Отжиг первого рода, состоящий в длительном нагревании металла или сплава, имеющего неравновесное строение, ниже температуры фазового превращения (для стали — ниже Ас ). Сюда относятся рекристаллизационный отжиг*, в результате которого полностью или частично устраняется наклеп, а также операции сфероидизации и коагуляции, рассматриваемые ниже.
2. Отжиг второго рода, состоящий в нагревании сплава выше температуры фазового превращения с последующим медленным охлаждением. В результате такого отжига сплав приобретает равновесную, устойчивую структуру, соответствующую диаграмме состояния.
Полным отжигом стали называется ее нагрев до состояния аустенита, некоторая выдержка при этой температуре и последующее медленное охлаждение обычно вместе с печью.
Нормализацией называется нагрев стали до состояния аустенита, выдержка и последующее охлаждение на воздухе. По сравнению с отжигом скорость охлаждения при нормализации является значительно ббльшей.
Чтобы обеспечить образование аустенита, доэвтектоидную сталь надо нагреть выше точки Ас , а заэвтектоидную — выше Аст. При нагревании до этих температур, выдержке и последующем медленном охлаждении в стали происходят структурные изменения, обычно сопровождающиеся различными явлениями, влияющими на ее свойства.
Эти явления необходимо учитывать при проведении предварительной термической обработки стали.
См. стр. 87.
117
§ 1.	ЯВЛЕНИЯ, ПРОИСХОДЯЩИЕ В СТАЛИ ПРИ НАГРЕВЕ
Структурные изменения
Рассмотрим прежде всего процессы, совершающиеся в стали при нагреве до критической точки Ас^, т. е. до перлитного превращения.
В этом случае происходит изменение формы и размеров частиц карбида (РезС), что выражается в явлениях сфероидизации и коагуляции.
Рис. 143. Микроструктура эвтектоидной стали. Пластинчатый перлит. X 500
Рис. 144. Микроструктура эвтектоидной стали. Зернистый перлит. X 250
Сфероидизация особенно интенсивно протекает в условиях длительного нагрева стали при 600—700° (низкий отжиг); при этом наблюдается переход пластинчатого карбида в сферический, зернистый (рис. 143 и 144).
Процесс коагуляции заключается в росте частиц карбида (рис. 145). Явления сфероидизации и коагуляции происходят вследствие естественного стремления карбидов принять термодинамически более устойчивую, крупнозернистую форму с меньшим запасом свободной энергии.
Рис. 145. Изменение строения стали при коагуляции. X 250
Физически рост более крупных частиц Fe3C за счет более мелких, обладающих большей растворимостью в a-железе, осуществляется путем диффузии углерода в твердом растворе (феррите).
При сфероидизации и коагуляции твердость стали снижается, что особенно важно для высокоуглеродистой инструментальной стали, подготовляемой к механической обработке резанием.
118
Рассмотрим теперь процессы, происходящие при температуре ACt и выше. Эта критическая точка соответствует превращению перлита в аустенит:
Fea (С) + Fe3C -> FeT (С).
перлит аустенит
Рис. 146. Схема перехода феррито-цементитной смеси в аустенит при нагреве (С. С. Штейнберг)
Перлитное превращение сопровождается, с одной стороны, полиморфным переходом феррита в аустенит, а с другой, — растворением карбида в аустените.
По своему механизму перлитное превращение состоит из следующих стадий (рис. 146):
1)	образование при Ас на границе цементит—феррит у-раствора, в котором начинается растворение Fe3C (схема 2);
2)	полный переход феррита в аустенит (схема 3);
3)	полное растворение Fe3C в аустените (схема 4);
4)	выравнивание состава аустенита по углероду (образование однородного аустенита при выдержке) (схема 5).
Переход перлита в аустенит совершается при температуре Ас (для углеродистой стали Аг =723°) только в условиях очень медленного нагревания. При ускорении нагрева происходит «перегревание» перлита, который превращается в аустенит в некотором интервале температур.
Явления, происходящие при дальнейшем нагревании выше Ас различны для доэвтектоидной и заэвтектоидной стали.
В доэвтектоидной стали постепенно растворяется феррит, а в заэвтектоидной -— вторичный цементит.
Выше Ас (Дет) процессы растворения заканчиваются и образуется структура одного аустенита.
Рост зерна
Размеры зерен оказывают сильное влияние на свойства стали. Крупнозернистая сталь обладает в большинстве случаев более низкими механическими качествами, в частности пониженной усталостной проч
ностью и значительно худшей сопротивляемостью динамическим нагружениям. Но вместе с тем сталь, имеющая крупнозернистое строение, способна прокаливаться более равномерно и притом на большую глубину, а также лучше цементуется.
Рис. 147. Зависимость величины зерна аустенита от температуры нагрева и содержания углерода (по И. С. Гаеву)
Рост зерен аустенита при нагреве стали представляет обычное явление, вытекающее из закона самопроизвольного перехода всякой системы в термодинамически более устойчивое состояние с меньшим запасом свободной энергии. Было установлено, что различные стали обладают неодинаковой склонностью к росту зерен при нагреве.
Большое значение имеет состав стали и в первую очередь содержание в ней углерода. На рис. 147 изображена пространственная диаграмма, связывающая среднюю величину зерна с температурой нагрева и содержанием углерода. Из этой диаграммы следует, что наибольшую склонность к перегреву проявляют высокоуглеродистые эвтектоидные и заэвтектоидные стали.
Легирующие элементы также оказывают влияние на рост зерна стали при нагреве, и многие из них, например хром, вольфрам, молибден, тормозят этот рост, способствуя образованию мелкозернистой структуры. Наоборот, такие элементы, как марганец и фосфор способствуют росту зерна.
Однако даже при одинаковом содержании легирующих элементов склонность к росту зерна при нагреве может сильно меняться в зависимости от способа выплавки стали и наличия в ней примесей.
Одни стали при нагревании выше (или Аст) сразу же проявляют все возрастающую способность к росту зерен аустенита (рис. 148, кривая I). Такие стали условились называть «наследственно» крупнозернистыми.
Стали другой группы до некоторой температуры почти не проявляют склонности к росту зерен (кривая II) и относятся к группе «наследственно» мелкозернистых.
Не следует смешивать понятий «наследственной» и «действительной» величин зерен; последняя определяется фактическими размерами
120
зерен при обычной температуре.
Для количественной характеристики величины «наследственного» зерна была разработана специальная шкала, позволяющая оценивать зернистость сталей номерами (рис. 149).
На этой шкале при увеличении 100* даны размеры зерен от номера 1 до 8; номера 1—4 соответствуют крупнозернистой стали, а 5—8 — мелкозернистой. Рас
Рис 149. Шкала величины зерна стали. X Ю0. Цифры обозначают номер зерна (N)
Рис. 148. Рост зерна в сталях различной выплавки:
I — «наследственно» крупнозернистая сталь; II — «наследственно» мелкозернистая сталь
четной основой этой шкалы служит формула / = 500-28-ЛГ, где N — номер зерна; f — средняя действительная площадь зерна в мк2.
В настоящее время разработаны способы получения стали определенного номера, т. е. желаемой степени зернистости; это достигается регулировкой условий выплавки, раскисления и разливки стали.
Возникновение внутренних напряжений
При нагреве стального изделия внешним источником тепла температура по сечению детали остается некоторое время неодинаковой. Сначала разогреваются поверхностные слои и лишь затем за счет теплопроводности тепло распространяется вглубь.
В связи с этим происходит неравномерное изменение объема изделия и на границе различно нагретых слоев его возникают внутренние напряжения. Если величина последних превысит только предел упругости сге, то материал претерпевает пластическую деформацию; если же внутренние напряжения окажутся больше предела прочности ов — возникают трещины.
Объемные изменения происходят, во-первых, из-за термического расширения, а во-вторых, благодаря структурным превращениям, совершающимся в стали при нагреве и связанным главным образом с полиморфными превращениями железа.
На рис. 149 увеличение несколько меньше.
121
Для уменьшения внутренних напряжений при нагреве могут быть использованы методы нагрева «внутренними» источниками тепла, обеспечивающими значительно более равномерный нагрев изделия по всему сечению.
К таким методам относятся электронагрев обычным током и особенно нагрев токами высокой частоты.
Обезуглероживание и другие случаи химического воздействия среды
Большей частью нагрев
стальных изделий совершается в печах, ра-
заполнено смесью различных газов, содер-
бочее пространство которых
Рис. 150. Микрофотография обезуглероженной стали. X 150
жащих кислород.
В таком случае при высоких температурах часто имеет место химическое воздействие кислорода на материал поверхностного слоя изделия, а именно:
а) обезуглероживание, т. е. выгорание углерода (рис. 150);
2) выгорание легирующих элементов, содержащихся в стали, например молибдена, образующего летучий окисел МоОэ;
3) окалинообразование, т. е. возникновение слоя окислов железа и других элементов.
Все эти явления приводят к значительному снижению механических свойств
материала поверхностного слоя, а именно: к уменьшению прочности, твердости, режущих свойств и т. п.
Обезуглероживание и сопутствующие ему явления особенно опасны при термической обработке тонкостенных авиационных изделий—пружин, листов, труб, профилей и т. п.
В этих случаях необходимо принимать специальные меры предо-
сторожности.
Чаще всего используют печи с нейтральной или контролируемой атмосферой, в рабочем пространстве которых поддерживается атмосфера нейтральных (азот) или восстановительных (водород, светильный газ, окись углерода) газов. В ряде случаев целесообразно применение нагрева в расплавленных металлических или соляных ваннах.
Как правило, чем выше температура нагрева и чем он продолжительнее, тем резче проявляется обезуглероживание и тем большее внимание следует уделять борьбе с ним.
§ 2. ЯВЛЕНИЯ, ПРОИСХОДЯЩИЕ В СТАЛИ ПРИ ВЫДЕРЖКЕ И ОХЛАЖДЕНИИ
Сталь, нагретая выше Аг? или Аст, приобретает строение аустенита. Однако в первые моменты после достижения этих температур аустенит не вполне однороден, так как диффузионные процессы не успевают выравнивать состав аустенитных зерен по углероду. В доэвтектоидной стали имеются участки аустенита, обедненного углеродом в зонах, где происходило растворение избыточного феррита. В заэвтектоидных сталях, наоборот, некоторые участки аустенита обогащены углеродом в тех областях, где происходило растворение цементита.
Для выравнивания состава аустенитных зерен необходима некоторая выдержка изделия, при которой завершаются диффузионные процессы. Время выдержки зависит от размеров и формы изделия, а также от состава стали. Большое значение имеет также температура нагрева,
122
так как она ускоряет диффузию. Однако надо помнить, что высокий нагрев вызывает также усиленный рост зерен и образование большей частью нежелательной крупнозернистой структуры.
Очень высокий нагрев малоуглеродистой стали и последующее быстрое охлаждение приводят к образованию так называемой видманштеттовой структуры, отличающейся крупнозернистым строением и своеобразным распределением феррита, расположенным в виде сетки или в форме пересекающихся пластин, часто образующих правильные треугольники (рис. 151).
Такая структура, обнаруженная впервые Видманштеттеном в метеоритах, характерна также для литой стали и отличается очень низкими механическими свойствами. Для разрушения этой структуры применяют ковку или термическую обработку, например отжиг.
Следует помнить, что при выдержке могут происходить вредные явления, связанные с химическим воздействием среды.
В результате медленного охлаждения стали после ее выдержки процессы превращения происходят в последовательности, обратной нагреву, и сталь приобретает строение, соответствующее диаграмме состояния сплавов железо — углерод, а именно: в случае доэвтектоидной стали — феррит и перлит (см. рис. 69), а заэвтектоидной — цементит и перлит (см. рис. 71).
Рис 151. Видманштеттова структура в стали. Х250
Рис. 152. Схема образования пластинчатого перлита (А. П. Гуляев)
Основное превращение — переход аустенита в перлит — объясняется па основе теории флуктуаций.
Согласно этой теории в аустените вследствие флуктуаций (отклонений от среднего значения) по составу всегда имеются участки, обогащенные углеродом. В этих участках ниже температуры Аг зарождаются частицы цементита, еще более богатого углеродом; вследствие этого аустенит, прилегающий к выпавшим частицам карбида, обедняется углеродом и легко переходит в феррит; последний, однако, оказывается пересыщенным углеродом ввиду малой растворимости его в a-железе; избыток углерода диффундирует к границам ферритных пластинок, что создает благоприятные условия для образования новых частиц цементита.
В результате образуются перлитные колонии, состоящие из чередующихся частиц феррита и цементита. Такие различно ориентированные колонии возникают обычно вначале у границ аустенитных зерен и лишь позже в их внутренних участках. Схема роста перлитных участков показана на рис. 152.
Отмеченные выше равновесные структуры образуются в случае от
123
Рис. 153. Микроструктура нормализованной стали, содержащей 0,5% углерода. X 500
жига после нагрева стали выше Ас (или Аст) и последующего медленного охлаждения вместе с печью со скоростями порядка 10—20° в час.
При применении более быстрого охлаждения на воздухе, т. е. при нормализации, для доэвтектоидных сталей получаются сходные структуры со следующими отличиями:
1)	перлит имеет более мелкозернистое строение (получается так называемый сорбитообразный перлит);
2)	феррит в доэвтектоидной стали располагается преимущественно по границам участков перлита и наблюдается в сечении микрошлифа в виде сетки;
3)	зерна феррита и участки перлита получаются более мелкими по сравнению с медленно охлажденной сталью. Структура нормализованной стали, содержащей 0,5% углерода, изображена на рис. 153.
По механическим свойствам нормализованная сталь в сравнении с отожженной получается несколько более прочной и твердой, но менее пластичной.
§ 3.	ОБЩИЕ РЕЖИМЫ ПРЕДВАРИТЕЛЬНОЙ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
При отжиге или нормализации стали происходят, с одной стороны, явления перекристаллизации, связанные с изменением величины зерен, а с другой,— процессы перемещения углерода. В связи с этим следует различать две основные группы операций предварительной термической обработки: 1) операции, регулирующие рост зерна; 2) операции, регулирующие перемещение углерода.
Первая группа операций имеет значение главным образом для малоуглеродистой стали, в структуре которой мало перлита. Наоборот, с увеличением содержания углерода большее значение приобретают операции, регулирующие процессы перемещения углерода.
Кроме того, следует иметь в виду, что с увеличением содержания углерода понижается пластичность стали и увеличивается склонность к образованию трещин в условиях ускоренного нагрева или охлаждения.
Поэтому общие режимы термической обработки стали в значительной мере зависят от содержания в ней углерода.
Ниже рассмотрена термическая обработка некоторых наиболее важных для авиастроения групп сталей.
Стали, содержащие до 0,2% С
Структура этих сталей представляет собой феррит с небольшим содержанием перлита. Главная задача термической обработки заключается в измельчении зерен феррита.
Получение мелкозернистой структуры осуществляется нормализацией (рис. 154). Нагрев (/) стали выше Ас* может проводиться быстро, так как стали обладают высокой пластичностью и потому не склонны к образованию трещин. Выдержка (2) может быть кратковременной, так как диффузионные процессы перемещения углерода здесь не имеют существенного значения.
Охлаждение (3) на воздухе обеспечивает образование большого количества центров кристаллизации при зарождении феррита в зернах
124
аустенита, что в конечном стого феррита.
счете приводит к образованию мелкозерни-
Рис. 154. Схема термической обработки стали, содержащей 0,1 % С
Рис. 155. Схема термической обработки стали содержащей 0,3®/о С
Стали, содержащие от 0,2 до 0,4% С
При обработке этих сталей необходимо, помимо измельчения феррита, достичь более равномерного распределения углерода.
Поэтому после нагрева ()) вышеЛс (рис. 155) сталь выдерживаю! (2) обычно 1,5—2 часа, при этом происходит диффузия углерода и выравнивается ее состав. Эта выдержка характерна для операции отжига. Затем следует охлаждение (<?) на воздухе, т. е. нормализация.
Таким образом, обработка этих сталей включает элементы отжига и нормализации и может быть названа комбинированной.
Стали, содержащие более 1 % С
Стали данной группы характеризуются пониженной пластичностью вследствие высокого содержания углерода. Исходная структура их состоит обычно из грубопластинчатого перлита и сетки вторичного цементита.
Задачи обработки таких сталей состоят в устранении сетки цементита и измельчении перлита. Для решения первой задачи сталь медлен
Время
Рис. 156. Схема термической обработки стали, содержащей 1,2% С
но нагревают до температуры несколько выше Аст (рис. 156, /), а затем подвергают ускоренному охлаждению (2).
Медленный нагрев таких сталей необходим потому, что они отличаются повышенной хрупкостью и при быстром нагреве в изделиях могут возникнуть трещины.
125
Вторую задачу решают, медленно нагревая сталь повторно, до температуры лишь немногим выше Ас (3) и затем подвергая ее медленному охлаждению (4). При этом получают в основном структуру пластинчатого перлита с небольшими включениями вторичного цементита. Такая обработка применяется при необходимости подготовки стали к окончательной термической обработке при обработке резанием.
Если необходим отжиг на зернистый перлит, что бывает полезным, например, для снижения твердости некоторых инструментальных сталей, температуру второго отжига несколько повышают.
Таким образом, высокоуглеродистые заэвтектоидные стали обрабатывают по схеме двойного отжига.
§ 4.	ПРАКТИКА ОТЖИГА (НОРМАЛИЗАЦИИ) СТАЛЬНЫХ ИЗДЕЛИЙ
Для различных изделий, в зависимости от их назначения, состава стали и характера предшествующей обработки, цели и практические условия отжига (нормализации) несколько различаются.
Отжиг стальных фасонных отливок, а также изделий после сварки необходим для превращения крупнозернистого дендритного строения в мелкозернистое, уничтожения видманштеттовой микроструктуры, устранения внутренних напряжений.
Обычно для этой цели изделия подвергают полному отжигу, причем сталь нагревают до состояния аустенита и после длительной выдержки охлаждают со скоростью 100—120 град!час. При термической обработке сварных узлов нередко ограничиваются более низким отжигом 1-го рода, при котором устраняются внутренние напряжения, возникшие в результате сварки.
Отжиг стальных слитков перед прокаткой применяется главным образом для выравнивания химического состава по сечению (гомогенизации) и уничтожения результатов дендритной ликвации. Такой отжиг, носящий название диффузионного, проводят при высоких температурах, порядка 1100—1200°.
Отжиг горячекатаных изделий — поковок, штамповок, профилированных полуфабрикатов — проводится для снижения твердости (для облегчения последующей обработки резанием), уничтожения крупнозернистого строения, а также выравнивания строения и свойств по сечению заготовки.
Указанные задачи решаются полным или неполным отжигом, такой отжиг носит название смягчающего.
Отжиг холоднокатаных изделий. Наклеп, полученный при холодной прокатке, штамповке, волочении и т. п., устраняется рекристаллизационным отжигом (см. стр. 87). Такой отжиг проводится для снижения твердости и повышения пластичности стали в целях облегчения ее последующей обработки давлением или резанием. Хотя температура рекристаллизации железа составляет около 450°. однако практически для ускорения процесса отжиг ведут при температуре 650—700°.
Если необходимо устранить напряжения без изменения свойств на-гартованных изделий (например пружин), применяют нагрев до 200—300°.
В заключение необходимо отметить возможность применения так называемого изотермического отжига (см. стр. 147), преимуществом которого является существенная экономия времени, что позволяет повысить производительность труда.
§ 5.	ПОРОКИ ПРЕДВАРИТЕЛЬНОЙ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
К наиболее распространенным порокам предварительной термической обработки относятся следующие.
126
Обезуглероживание, т. е. выгорание углерода из поверхностного слоя изделия, как результат нагрева в окислительной атмосфере.
Перегрев, состоящий в интенсивном росте зерен при высоких температурах нагрева, особенно в случае длительной выдержки. Очень сильный перегрев может привести к образованию видманштеттовой структуры. Крупнозернистая и видманштеттовая структуры могут быть исправлены путем отжига.
Пережог, заключающийся в окислении стали при очень высоком нагреве в условиях воздействия на сталь окислительной атмосферы. Пережженная сталь не может быть исправлена последующей термической обработкой.
Трещины при нагреве, которые также неисправимы; для их предотвращения необходимо уменьшить скорость нагревания стали.
Повышенная твердость, представляющая собой результат слишком быстрого охлаждения. Для снижения твердости следует провести повторный отжиг в условиях медленного охлаждения.
Глава III
ЗАКАЛКА И ОТПУСК
Главными видами окончательной термической обработки являются закалка и отпуск; разновидностью последнего является старение.
Целью окончательной термической обработки является сообщение материалу свойств, необходимых для работы в конкретных эксплуатационных условиях: при механическом нагружении, воздействии среды и температуры.
§ 1. ТЕОРИЯ ЗАКАЛКИ СТАЛИ
Закалкой называют такую термическую обработку, при которой сплав нагревают выше температуры фазового превращения и путем последующего быстрого охлаждения получают неравновесную для обычной температуры структуру; в некоторых случаях закалкой полностью или частично фиксируют структуру, возникшую при нагревании. В соответствии с этим закалкой стали называется нагрев ее до температуры выше критической точки, некоторая выдержка при этой температуре и последующее быстрое охлаждение.
Для осуществления полной закалки сталь необходимо нагревать до температур, обеспечивающих образование структуры аустенита, а именно: в случае доэвтектоидной стали — выше АСз а в случае заэвтек-тоидной — выше Асг,.
При закалке происходят процессы превращения аустенита, совершающиеся в условиях быстрого охлаждения. При этом в зависимости от скорости охлаждения получают различные неравновесные структуры — мартенсит, тростит и другие, отличающиеся особыми физическими и механическими свойствами.
Конечные результаты закалки зависят от состава стали, температуры нагрева и условий охлаждения.
Скорости охлаждения при закалке различны для поверхностных и центральных участков изделия При закалке в воде скорости охлажде-
127
ния поверхностных участков достигают нескольких тысяч градусов в секунду.
Для исследования таких быстропротекающих процессов применяют приборы, обладающие очень малой инерцией установки показаний, например осциллографы или струнные гальванометры.
Различают среднюю и истинную скорости охлаждения, позволяющие количественно оценивать условия изменения теплового состояния закаливаемого тела.
Средняя скорость охлаждения Уср определяется как отношение разности начальной to и конечной Л температур ко времени, в течение которого произошло это изменение температур:
т/ __
v ср _ Т1—т0
Истинная скорость охлаждения Уист в данный момент времени т или при данной температуре t выражается первой производной температуры по времени, т. е. представляет отношение бесконечно малого изменения температуры к бесконечно малому периоду времени
у =—
ИСт ат '
Так как уравнение кривой охлаждения редко бывает известным, то практически истинную скорость охлаждения находят, проводя касательную к данной точке кривой охлаждения и определяя тангенс угла <р наклона касательной к оси абсцисс:
t/HCT = tg <р.
Скорость охлаждения нагретых тел зависит от их особенностей (материала, формы, размеров), а также от свойств и температуры закалочной среды. Влияние некоторых из этих факторов рассмотрено ниже.
Изучению превращений аустенита при быстром охлаждении и исследованию закалочных структур было посвящено большое количество работ Г. В. Курдюмова, Н. Т. Гудцова, С. С. Штейнберга. В. Д. Садовского, А. П. Гуляева, Совера, Портевена, Френча и многих других советских и зарубежных ученых. Лишь в недавнее время удалось выяснить физическую природу этих превращений и объяснить свойства закаленной стали.
Установлено, прежде всего, что при ускорении охлаждения критические точки превращения аустенита снижаются (рис. 157).
В результате этого явления условия превращения аустенита изменяются и вместо перлита, образующегося при медленном охлаждении в соответствии с диаграммой Fe — С, возникают новые закалочные структуры — сорбит, тростит, мартенсит.
Наименьшая скорость охлаждения, при которой в стали после закалки образуется только структура мартенсита, называется критической (Укр).
Образование закалочных структур, возникающих в результате распада аустенита, определяется двумя основными процессами:
1) полиморфным превращением ураствора в а-раствор;
2) карбидным процессом, состоящим в диффузии углерода к определенным центрам, образовании за счет взаимодействия атомов железа и углерода частиц карбида железа и последующем росте (коагуляции) этих частиц.
Установлено, что полиморфное превращение начинается раньше карбидного процесса.
128
В зависимости от скорости охлаждения при закалке и от того, в какой мере осуществляется каждый из этих процессов, возникают различные закалочные структуры; рассмотрим их особенности.
Сорбит представляет собой мелкозернистую смесь соединенных между собой кристалликов феррита и цементита. Иногда сорбит назы-
Рпс. 157. Диаграмма снижения критических точек стали при закалке
вают «недоразвитым перлитом». Между этими структурами действительно существует большое сходство. Однако в сорбите зерна феррита и
цементита гораздо мельче, хотя и различимы при больших увеличениях.
Сорбит часто получается при нормализации стали. Иногда, при несколько более замедленном охлаждении, возникают промежуточные между перлитом и сорбитом структуры,
например сорбитообразный перлит.
В доэвтектоидной стали в условиях нормализации наряду с этими структурами образуется феррит, частично успевающий выделиться из аустенита. В за-эвтектоидной стали аналогично формируется цементит. Сорбит можно получить также при закалке стали в жидких мягких закалочных средах, например в горячем масле. Другой путь получения сорбита состоит в отпуске закаленной стали до температур 550—600°* (рис. 158).
По механическим свойствам сорбит
Рис. 158. Микроструктура закаленной стали, содержащей 0,8% углерода; сорбит. X 500
отличается от перлита большими твер-
достью и прочностью, но несколько меньшей пластичностью.
Примерные механические свойства
сорбита среднеуглеродистой стали опре-
деляются следующими цифрами: ЯВ = 250—300 кГ/мм2-, as=8— 12 кГ • м/'см2.
Сорбит часто является конечной структурой многих стальных деталей авиационных конструкций.
Тростит по своей физической природе представляет собой структуру, в которой цементит размельчен до состояния высокой дисперсности
* См. стр. 148.
9	3354
129
и рассеян в зернах a-твердого раствора железа. Строение тростита, состоящего из феррита и цементита, хорошо видно на приводимой электронной микрофотографии (рис. 159).
Металлографы легко обнаруживают тростит по характерному потемнению поверхности микрошлифа при травлении. При наблюдении под микроскопом тростит углеродистой стали имеет форму темных, иногда округлых образований.
При охлаждении тростит обычно получается наряду с сорбитом или вместе с мартенситом (см. структуру тросто-мартенсита на рис. 160).
Троститная структура может быть получена при закалке углеродистой стали в масле или подогретой воде, а также при отпуске до 7°=350э резко закаленной стали.
Рис. 159. Тростит (электронная микрофотография). X 18000
Тростит более тверд, но менее вязок, чем сорбит. Для тростита среднеуглеродистой стали характерны следующие примерные механические свойства: 775 = 350—400 кГ[мм2\ ав=2—3 кГ-м/см2.
Тростит часто встречается в инструментальной стали, от которой требуется высокая твердость наряду с некоторой вязкостью, минимально достаточной для предотвращения выкрашивания кромки инструмента при резании.
Мартенсит является важнейшей закалочной структурой; отличительными особенностями его являются высокая твердость и низкая вязкость; так, например, для мартенсита среднеуглеродистой стали типичны следующие механические свойства: НВ = 600—650 кГ)мм2-, аК'-'кГ• м!см2. Твердость мартенсита резко возрастает с увеличением содержания углерода до 0,5%, но мало зависит от присутствия легирующих элементов.
Природа мартенсита долгое время оставалась неясной; существовали различные теории, пытавшиеся объяснить его высокую твердость и низкую вязкость. Все они, однако, не были достаточно экспериментально обоснованы.
Впервые строение этой структуры было установлено в 1927 г. Н. Т. Гудцовым, Г. В. Курдюмовым и Н. Я- Селяковым, доказавшими, что мартенсит представляет собой сильно пересыщенный, напряженный твердый раствор углерода в а-железе.
130
Кристаллическая кубическая решетка мартенсита несколько деформирована; в основе ее лежит тетрагонально искаженная элементарная ячейка объемноцентрированного куба.
Степень тетрагональности с/а меняется в зависимости от содержания углерода (рис. 161) и в закаленной среднеуглеродпстой стали составляет около 1,02.
Одним из условий мартенситного превращения является охлаждение аустенита ниже некоторой температуры, при которой мартенсит имеет меньшую величину свободной энергии, чем аустенит и потому термодинамически более устойчив.
Рис. 160. Микроструктура закаленной стали, содержащей 0,4% углерода; тростит (темный) и мартенсит (светлый). X 500
Рис. 161. Соотношение параметров с/а мартенсита в зависимости от содержания углерода
Вторым условием получения мартенсита является охлаждение аустенита с такой скоростью, при которой полностью тормозятся процессы диффузии углерода, т. е. со скоростью, не меньшей, чем критическая
Практически, например, для получения мартенсита в углеродистой стали, содержащей 0,4% С, необходимо нагреть сталь до состояния аустенита (~850с) и быстро охладить в холодной воде, т. е. произвести операцию закалки.
Установлено, что переход аустенита в мартенсит является обычным фазовым превращением, состоящим в том, что в зернах аустенита зарождаются центры кристаллизации, из которых с громадными скоростями растут пластинки мартенсита. Этот процесс характеризуется следующими особенностями.
1.	В условиях достаточно быстрого охлаждения аустенита, когда тормозятся все процессы, связанные с образованием карбида, происходит лишь полиморфное превращение кристаллической решетки у-рас-твора (гранецентрированной) в решетку а-раствора (объемноцентриро-ванную), тогда как углерод остается рассеянным в твердом растворе. Таким образом, переход аустенита в мартенсит не сопровождается изменением состава и является бездиффузионным.
2.	Процесс перестройки решетки у в решетку а требует лишь очень незначительного (на доли параметра) смещения атомов железа, притом без обмена их местами.
9*
131
3.	Кристаллическая решетка образующегося мартенсита закономерно ориентирована по отношению к решетке аустенита.
Направлению DA [101] в решетке аустенита соответствует направление Dm [111] в решетке мартенсита (рис. 162); плоскость (111) октаэдра аустенита соответствует плоскости (011) ромбододекаэдра мартенсита (эти плоскости на рис. 162 заштрихованы).
Другими словами, при мартенситном превращении решетки аустенита и мартенсита когерентно * связаны между собой.
Рис. 162. Соответствие кристаллических решеток
аустенита и мартенсита
4.	Мартенситное превращение происходит в условиях значительного переохлаждения и распространяется на некоторую область температур Мн —Л4К, отвечающих началу (Л4Н) и концу (Мк) процесса; при этом положение точек Мн и Мк для стали данного состава не зависит от скорости охлаждения.
Рис. 163. Рост кристаллов мартенсита при охлаждении. Х~Ю0 (Г. В. Курдюмов и Л, Г. Хандрос)
5.	Кристаллы мартенсита имеют пластинчатую форму и образуются практически мгновенно, так как скорость их роста достигает нескольких километров в секунду. Рост мартенситных пластинок быстро приостанавливается, поскольку их развитие ограничивается размерами аустенитных зерен или ранее возникшими пластинками мартенсита. Замедленный рост кристаллов мартенсита удалось наблюдать, например, в сплаве Си—Al—Ni (рис. 163).
* Когерентная связь состоит в том, что исходная и вновь образующаяся фазы сопрягаются между собой сходными кристаллографическими плоскостями с одинаковым или мало различающимся порядком расположения атомов. Таким образом, возникает закономерная взаимная ориентировка старой и новой фаз.
132
6.	Превращение аустенита в мартенсит происходит скачкообразно, путем образования все новых и новых пластинок по мере понижения температуры от Л4Н до Л4К.
Для того чтобы мартенситное превращение началось и протекало по рассмотренной выше схеме, необходимо сначала преодолеть некоторый энергетический барьер и сообщить системе добавочную энергию. Для объяснения физической природы этой начальной стадии процесса предложены различные теории—«сдвиговая», «тепловая», «динамическая» и другие.
Хорошо согласуется с экспериментальными фактами «сдвиговая» теория, развитая А. П. Гуляевым. Согласно этой теории двухмерными зародышами, из которых вырастают пластинки мартенсита, служат плоскости сдвига, образующиеся в результате проявления внутренних напряжений, возникающих при охлаждении аустенита с высоких температур. Другими словами, плоскость сдвига, в которой начинается перестройка у—а, является в момент своего образования центром кристаллизации (стенкой), от которой в обе стороны растет пластинка мартенсита.
Таким образом, по сдвиговой теории энергия, необходимая для начала образования мартенситной фазы, доставляется актом пластической деформации.
Рассмотренными выше условиями образования объясняются металлографические особенности мартенсита; он имеет обычно игольчатое строение, причем прямые иглы пересекаются под углами 60—120°, соответственно направленности ребер октаэдрических плоскостей кубической кристаллической решетки (рис. 164). Такая игла в сечении представляет собой пластинку. Однако игольчатое строение мартенсита проявляется не всегда. В условиях нормальной закалки без перегрева обычно получают мартенсит, в котором игольчатое строение практически не наблюдается и выявляется лишь при очень больших увеличениях.
Поскольку величина мартенситных игл в известной мере зависит от размеров исходных зерен аустенита, то при закалке стали, имеющей строение крупнозернистого аустенита, образуется соответственно крупноигольчатый мартенсит (рис. 165), отличающийся от мелкоигольчатого большей хрупкостью и несколько меньшей твердостью.
При образовании мартенсита сохраняется равномерное распределение углерода, имевшееся в аустените; поэтому закалка на мартенсит представляет часто встречающуюся на практике промежуточную операцию окончательной термической обработки, ставящую целью получение в изделии одинакового состава и соответственно одинаковых свойств по сечению. Как конечная структура в работающей детали мартенсит встречается реже, чаще всего в сочетании с другими, более вязкими структурами. Мартенситное строение в поверхностных слоях имеют такие детали, как валы авиационных двигателей (в шейках), некоторые шестерни и другие детали, подвергающиеся перед термической обработкой цементации, т. е. поверхностному насыщению углеродом (см. стр. 158). Сердцевина этих деталей обычно имеет строение сорбита с ферритом и характеризуется высокой вязкостью.
Как правило, после закалки на мартенсит проводится отпуск либо для устранения полученных при закалке внутренних напряжений, либо для получения другого строения с желаемыми свойствами.
Рассматривая превращения аустенита, происходящее при закалке стали с различными скоростями охлаждения, можно представить их себе следующим образом.
При сравнительно малых скоростях охлаждения полностью осуществляются как полиморфное, так и карбидное превращения. Весь процесс заканчивается при высоких температурах, и в итоге получается струк-
133
тура перлита, сорбита или тростита. Эти превращения происходят при температурах Аг^—А/ диаграммы (см. рис. 157). Их следует назвать диффузионными, так как, помимо превращения у-раствора в а-раствор, они сопровождаются диффузией углерода, необходимой для образования и роста частиц РезС, богатых углеродом.
Рис. 164. Микроструктура закаленной стали, содержащей 0.4% углерода; мартенсит. Х500
Рис. 165. Микроструктура перегретой закаленной стали, содержащей О,4°/о углерода; крупнэ-игольчатый мартенсит. Х500
При ускорении охлаждения критическая точка понижается и диффузионные процессы все более затрудняются. В определенном интервале скоростей охлаждения лишь часть аустенита переходит при температуре А/ в тростит, а оставшаяся часть превращается при температуре Л1 в мартенсит. В итоге возникает структура тростита с мартенситом (см. рис. 160).
Наконец, при скоростях охлаждения, превышающих критическую (Вкр), аустенит переходит только в мартенсит. Это превращение состоит лишь в переходе у-раствора в а-раствор, оно не сопровождается диффузией углерода и потому, как уже отмечалось выше, должно быть названо бездиффузионным.
§ 2. ПРАКТИКА ЗАКАЛКИ СТАЛИ
Особенностью работы термических цехов современных заводов является широкое внедрение механизации и автоматизации.
Печи для нагрева изделий оборудованы терморегуляторами для поддержания необходимой температуры, а также автоматическими устройствами для подачи воздуха, топлива или электроэнергии, поддержания в рабочем пространстве печей контролируемой (нейтральной или восстановительной) атмосферы, равномерного прогрева изделий, точного времени выдержки и правильного погружения деталей в закалочную среду. При поточном методе автоматически обеспечивается перемещение деталей в печах с определенной скоростью.
Такая система механизации и автоматического управления позволяет точно поддерживать заданный режим термической обработки, значительно облегчает труд рабочих, повышает производительность труда и обеспечивает высокое качество продукции.
Способы нагрева. Для нагрева деталей применяются устройства различных типов. Нагрев должен быть возможно быстрым, равномерным и не вызывать в изделиях значительных внутренних напряжений и образования трещин. При нагреве должно быть исключено химическое воздействие нагревательной среды.
134
Практически для нагрева используются печи или специальные устройства различных типов.
В пламенных печах, обеспечивающих быстрый нагрев, изделия соприкасаются непосредственно с продуктами сгорания нефти, газа или угля и подвергаются их химическому воздействию. При этом возможно повреждение поверхностного слоя стальных изделий, выражающееся в обезуглероживании, окалинообразовании и выгорании легирующих элементов. Поэтому нагрев в пламенных печах может применяться лишь для изделии, имеющих достаточный припуск для снятия поверхностного поврежденного слоя.
При использовании более распространенных на авиационных заводах муфельных, шахтных пли трубчатых печей, обогреваемых извне, можно избежать указанных недостатков, так как в их рабочем пространстве возможно создание защитной или контролируемой атмосферы.
Большей частью такие защитные газовые среды содержат окись углерода, водород и азот; реже — более дорогие инертные газы — аргон и гелий. В составе их по возможности не должно быть окисляющих или науглероживающих газов. Весьма широко в настоящее время применяются экономичные контролируемые атмосферы, получаемые путем частичного сжигания природных углеводородов, а также генераторный газ ГГ (смесь СО, СО2 и N2), крекинг-газ нефтепродуктов КГН, атмосфера ДА, содержащая продукты диссоциации аммиака (Н2, Н2О и N2) и другие.
Наиболее равномерный и быстрый прогрев можно осуществлять в соляных в а н н а х или ваннах из расплавленного свинца, в которых также полностью исключается окисляющее влияние газовой среды. Большим преимуществом этих ванн является возможность точной регулировки температуры нагрева.
Температура нагрева зависит от состава стали,для углеродистых сталей она определяется содержанием в них углерода (рис. 166).
Доэвтектоидная сталь для закалки должна нагреваться на 30—50° выше Ас , чтобы при температуре закалки она имела структуру аустенита.
Углеродистая сталь, закаленная с оптимальной температуры, в воде приобретает строение наиболее твердого мелкоигольчатого мартенсита.
При недогреве стали до ACg возможны два случая. Если температура стали будет ниже Ас (т. е. ниже точки а Чернова), то сталь вообще не закалится, так как в ее структуре до закалки не будет аустенита. При нагреве выше Ас , но ниже Ас* при температуре закалки получится структура аустенита с ферритом, а после резкой закалки — мартенсита с ферритом (рис. 167). Это случай неполной закалки. В результате такой неполной закалки доэвтектоидная сталь будет иметь менее однородное строение и пониженную твердость, так как твердость феррита в несколько раз меньше твердости мартенсита.
Значительный перегрев стали выше Ас* также вреден, так как приводит к росту зерен аустенита, и после закалки сталь приобретает строение крупноигольчатого мартенсита, обладающего меньшей твердостью и большей хрупкостью; в связи с этим такая сталь проявляет склонность к образованию трещин.
Заэвтектоидная сталь нагревается для закалки до температуры, лежащей на 30—50° выше Ас .
После неполной закалки сталь приобретает строение мелкоигольчатого мартенсита с некоторым количеством структурно-свободного цементита, наличие которого желательно, так как повышается твердость закаленной стали.
Обычно получаемое сетчатое расположение цементита (рис. 168) неблагоприятно, так как придает стали хрупкость. Поэтому цементит
135
грамме железо—углерод
Рис. 167. Структура неполной закалки доэвтектоидной стали. Мартенсит и феррит. X 500
Рис. 168. Структура неполной закалки заэвтектоидной стали. Мартенсит и сетка цементита.
X 500
Рис. 169. Структура неполной закалки заэвтектоидной стали. Мартенсит и зернистый цементит. Х500
136
переводят в зернистую форму (рис. 169), применяя приемы термической или механической обработки.
Нагрев заэвтектоидной стали для закалки выше Аст дает худшие результаты. Во-первых, в структуре закаленной стали не будет цементита и сохранится большее количество остаточного аустенита (см. стр. 143), поэтому твердость ее получается пониженной. Во-вторых, более высокий нагрев связан с ростом зерен аустенита, что приводит к худшей структуре — грубоигольчатому мартенситу.
Скорость нагрева зависит от температуры, свойств среды, размеров и формы изделий, состава стали.
Крупные изделия следует нагревать более медленно, для них рекомендуется применение ступенчатого нагрева с предварительным подогревом до промежуточных температур. Надо помнить, что при низких температурах сталь обладает наименьшей пластичностью, поэтому предварительный подогрев следует проводить более осторожно и возможно медленнее.
Особенно медленным, часто ступенчатым должен быть нагрев легированных сталей, так как большинство легирующих элементов понижает теплопроводность стали и увеличивает опасность образования трещин.
Выдержка при температуре закалки необходима для прогрева изделия, завершения структурных превращений и выравнивания состава за счет диффузионных процессов. Время выдержки зависит от размеров изделия, состава стали, температуры нагрева и особенностей нагревательной среды.
Например, при нагреве в печи заготовок круглого сечения из углеродистой стали до нормальной температуры закалки необходимо примерно следующее время выдержки:
при диаметре изделий до 25 мм — 20 мин-,
»	»	»	25—50 мм — 45 мин-,
»	»	»	50—70 мм — 60 мин.
С повышением температуры нагрева время выдержки уменьшается.
Легированные стали требуют более длительной выдержки, так как легирующие элементы замедляют диффузионные процессы и понижают теплопроводность.
Охлаждение. В качестве охлаждающих сред практически используются: вода, водные растворы солей и щелочей, масла (минеральные и растительные), воздух, расплавленные соли и металлы.
Охлаждающая способность большинства жидких закалочных сред зависит главным образом от скрытой теплоты парообразования. Для воды эта величина очень велика и составляет 538 кал/г.
Кроме того, важную роль играют теплопроводность среды, ее теплоемкость и температура.
При закалке изделия в воде скорость его охлаждения ниже 100° резко уменьшается, так как отвод тепла осуществляется не за счет скрытой теплоты парообразования, а за счет теплопроводности и теплоемкости воды.
Для масла такая «точка начала замедления» лежит при температуре около 300°; в этом его большое преимущество, так как в интервале температур 300—200° (когда сталь уже мало пластична) при закалке в масле вследствие меньшей скорости охлаждения возможность появления трещин значительно уменьшается.
Скорость охлаждения зависит также от степени насыщения жидкой закалочной среды растворенными в ней газами. В воде, содержащей газы, охлаждение происходит медленнее. Это объясняется тем. что газы, выделяющиеся при соприкосновении с нагретым изделием, создают теплоизоляционную прослойку, задерживающую теплоотвод.
Растворенные газы вредны в том отношении, что содействуют нерав
137
номерному охлаждению. На поверхности закаленной детали получается неоднородная твердость (остаются мягкие участки).
Кроме того, возможно химическое взаимодействие выделяющихся газов с материалом изделия, что также необходимо учитывать при выборе закалочных сред.
С увеличением размеров сечения изделий при прочих равных условиях скорость охлаждения уменьшается. Существует также некоторая зависимость между скоростью охлаждения и отношением поверхности изделия к его объему.
Проведенные опыты, в результате которых были установлены подобные эмпирические зависимости, позволили построить номограммы, по которым возможно заранее рассчитывать скорость охлаждения для деталей различной формы при применении разных закалочных сред.
Скорость охлаждения при закалке зависит также от особенностей закаливаемого изделия: материала, температуры, размеров, формы и др.
С повышением температуры закалки скорость охлаждения, измеренная при данной температуре, увеличивается. Поэтому перегрев при закалке увеличивает внутренние напряжения и способствует образованию закалочных трещин.
Охлаждающая способность некоторых закалочных сред приведена в табл. 9.
Таблица 9
Охлаждающая способность некоторых закалочных сред
Среда	Температура °C	Охлаждающая способность	Среда	Температура °C	Охлаждающая способность
Вода	20	1	Вода	100	0,1
»	40	0,7	5% Na ОН	20	1,2
	60	0,5	Минеральное масло	20	0,2—0,4
	80	0,25	Расплавленный свинец	20	0,05
Приемы охлаждения. Для закалки могут быть применены различные способы охлаждения, например обычное погружение, душевое охлаждение, закалка с подстуживанием, ступенчатая и изотермическая закалка (см. стр 147), местная закалка и другие. Выбор метода закалки должен обеспечить равномерность и быстроту охлаждения, а также по возможности исключить появление больших внутренних напряжений, приводящих к короблению и нередко к трещинам.
§ 3.	пороки, возникающие при закалке, и способы ИХ ПРЕДОТВРАЩЕНИЯ
При нагреве и выдержке стали перед закалкой могут возникнуть некоторые пороки, рассмотренные ранее, в разделе предварительной термической обработки, а именно: перегрев, пережог, обезуглероживание, выгорание легирующих элементов, трещины.
Кроме того, в процессе охлаждения могут возникнуть следующие пороки, характерные только для закалки.
1.	Деформация изделия—поводка, коробление, искажение формы и т. п. Подобная деформация происходит вследствие неравномерного изменения объема при быстром охлаждении в связи с термической усадкой и структурными изменениями. Деформацию изделий можно зна
138
чительно уменьшить, применяя правильные методы охлаждения, не допуская перегрева, выбирая подходящие закалочные среды.
2.	Закалочные трещины. Если местные внутренние напряжения, возникающие в условиях быстрого охлаждения, превысят предел прочности, образуются закалочные трещины. Борьба с ними ведется, как и с деформацией, а также путем устранения конструктивных причин, способствующих их появлению,—резких переходов сечений изделий, острых кромок, малых радиусов закруглений и т. п.
3.	Неудовлетворительная структура. Сюда относятся случаи образования крупноигольчатого мартенсита при перегреве, сохранения феррита при неполной закалке доэвтектоидных сталей, образования тростита вместо мартенсита при недостаточной скорости охлаждения и т. п. Эти пороки могут быть устранены применением повторной термической обработки по нормальному режиму.
4.	Окисление поверхности изделий. Этот недостаток может быть устранен путем применения изотермической* закалки в расплавленных щелочах, при которой получается чистая, светлая поверхность.
§ 4.	ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ
Прокаливаемостью называется способность стали закаливаться на большую или меньшую глубину. Количественно прокаливаемость оценивается глубиной проникновения закаленной зоны.
Прокаливаемость имеет большое практическое значение: только при условии сквозной прокаливаемости можно по всему сечению детали получить структуру закаленного материала.
Если сталь обладает плохой прокаливаемостью, то закалится лишь поверхностный слой, а сердцевина останется неупрочненной. Получение при закалке различных структур по сечению изделия объясняется неодинаковыми скоростями охлаждения в центре (УценТр) и на поверхности (Vn0B).
Распределение скоростей охлаждения при закалке цилиндрической детали показано в общем виде на рис. 170. Там же указано соответствующее распределение структур по сечению закаленной детали.
В тех слоях изделия, которые охлаждаются со скоростями, превышающими критическую скорость закалки (УКр)> возникает структура мартенсита. В участках, более удаленных от поверхности, образуются другие структуры (тросто-мартенсит, тросто-сорбит и др.). В центре изделие может вообще не закалиться, и тем сохраняется исходная структура, например сорбит. Соответственно этому твердость по сечению закаленной детали также получается неодинаковой (рис. 171). Наибольшей твердостью обладает поверхностный слой, в котором после закалки образуется структура мартенсита.
Характерно, что резкое падение твердости наблюдается не на границе перехода чисто мартенситной структуры в другие, а при переходе через зону, состоящую из 50% мартенсита и 50% тростита. Такая зона была названа полумартенситной. Поэтому при оценке прокаливаемости условились считать полностью закаленной сталь, имеющую не только мартенситную, но также полумартенситную структуру. Зависимость твердости полумартенситной структуры от содержания углерода показана на рис. 172.
Важной характеристикой размера изделия, связанной с прокаливаемостью, является величина критического диаметра.
Критическим диаметром Do называется наибольший диаметр такого образца, который в данных условиях охлаждения прокаливается насквозь, т. е. приобретает в центре полумартенситную структуру.
* См. стр. 147.
139
Рис. 170. Распределение скоростей охлаждения и образующихся при закалке структур по сечению изделия
Рис. 171. Распределение твердости по сечению закаленного образца при неполной прокаливаемости: h — глубина закаленной зоны; D — диаметр образца; Du — диаметр незакален-ной зоны
Рис. 172. Твердость полумартенситной зоны в зависимости от содержания углерода
Закалка в масле
Рис. 173. Влияние сечения изделия и характера среды на глубину закаленной зоны (на схемах заштрихована)
140
Чем больше критический диаметр, тем больше могут быть сечения деталей, прокаливающихся насквозь, т. е. упрочняющихся при термической обработке во всем объеме.
Прокаливаемость зависит от различных факторов, важнейшими из которых являются состав стали, размеры изделия и свойства закалочной среды.
Состав стали имеет очень большое значение. Почти все легирующие элементы, вводимые в авиационные стали, например хром, никель, молибден и др., задерживают превращения аустенита при охлаждении и облегчают получение закалочных структур *.
Таким образом, критическая скорость закалки легированных сталей (см. стр. 178) уменьшается, а прокаливаемость их улучшается. Это одно из больших преимуществ легировацных сталей перед углеродистыми.
Углерод до содержания 0,8—0,9% С также улучшает прокаливаемость.
Размеры изделия также оказывают существенное влияние на прокаливаемость. При увеличении сечения изделия, начиная с момента появления незакаленной зоны, толщина закаленной зоны уменьшается (рис. 173).
Скорость охлаждения, зависящая от свойств закалочной среды, сильно влияет на прокаливаемость. При увеличении скорости охлаждения величина критического диаметра возрастает; например, из рис.’ 173 видно, что при закалке в воде критический диаметр больше, чем при закалке в масле.
На прокаливаемость влияют и некоторые другие факторы, например температура нагрева стали перед закалкой и связанная с ней величина зерна аустенита, способы охлаждения и т. д. В частности, с укрупнением зерна прокаливаемость улучшается.
Для практического определения величины
часто пользуются методом торцовой закалки. С этой целью стандартный образец из данной стали нагревают выше критической точки до состояния аустенита, после чего торцовую часть его подвергают воздействию какой-либо закалочной среды до полного охлаждения (см. схему на рис. 174). Затем измеряют твердость по образующей образца и строят кривую (рис. 175); расстояние от торца до участка с твердостью полу-мартенситной зоны характеризует прокаливаемость стали.
Практически вследствие неизбежного разброса значений твердости вместо подобных кривых получают полосы прокаливаемости (рис. 176). Из приводимого рисунка видно, что хромистая сталь обладает лучшей прокаливаемостью чем углеродистая.
Исходя из величин расстояний от торца до полумартенситной зоны, рассчитывают по заранее построенным номограммам критические диаметры для различных сред и различной формы деталей.
Одна из таких номограмм, разработанная М. Е. Блантером, приведена в несколько упрощенном виде на рис. 177. При использовании этих номограмм оказалось необходимым ввести понятия: идеального охладителя, под которым понимают закалочную среду, отнимающую тепло от поверхности образца с бесконечной скоростью, и идеального критического диаметра Doo, представляющего наибольший диаметр такого образца, который при охлаждении в идеальном
* К числу легирующих элементов, ухудшающих прокаливаемость стали, относится кобальт.
141
охладителе прокаливается насквозь. На схеме показано, как по найденной при торцовой пробе величине расстояния от торца до полумартенсит-
Рис. 175. Распределение твердости по длине образца после торцовой закалки для сталей с одинаковым содержанием углерода:
I — углеродистая сталь; 2 — хромоникелевая сталь; HRC п/м — твердость полумартенситной зоны
Рис. 176. Полосы прока-ливаемости:
I— углеродистая сталь 35; 2 — хромистая сталь 40Х
ной зоны перейти к идеальному критическому диаметру и затем опреде^ лить критический диаметр для желаемой закалочной жидкости, напри-мер масла, и заданной формы детали.
В данном примере критический диаметр при закалке в масле для цилиндрической детали с соотношением длины L к диаметру D, равному 10, составляет 28 мм, а критический диаметр при LjD={),,25 равен 80 мм.
Расстояние от закаливаемого торца до полумартенситной зоны в мм
Рис. 177. Номограмма для определения критических диаметров стали (по М. Е. Блантеру)
142
§ 5.	ОСТАТОЧНЫЙ АУСТЕНИТ В СТАЛИ; ОБРАБОТКА ХОЛОДОМ
Уточняя диаграмму снижения критических точек, приведенную на рис. 157, следует отметить, что в точке М превращение аустенита в мартенсит только начинается; окончание мартенситного превращения происходит при дальнейшем охлаждении, при более низкой температуре.
Температуры начала (Мн) и конца (Мк) мартенситного превращения для стали заданного состава являются постоянными.
Однако с увеличением содержания углерода обе точки понижаются (рис. 178). Из диаграммы следует, что в сталях, содержащих менее 0,6% углерода, мартенситное превращение практически заканчивается выше 0° *. Следовательно, при обычной закалке стали этих марок происходит практически полное завершение перехода аустенита в мартенсит.
Наоборот, при закалке высокоуглеродистой стали, содержащей более 0,6% углерода, наряду с мартенситом сохраняется остаточный аустенит, присутствие которого доказывается магнитными и металлографическими исследованиями. Количество остаточного аустенита при дальнейшем увеличении содержания углерода резко возрастает (рис. 179).
Наличие остаточного аустенита в высокоуглеродистых сталях, применяемых преимущественно в качестве инструментальных, является вредным, так как снижает твердость и режущие свойства этих сталей.
Если такие стали после закалки в среде с обычной температурой охлаждать ниже 0°, то мартенситное превращение согласно диаграмме на рис. 157 будет развиваться далее; при такой обработке холо-д о м остаточный аустенит будет переходить в мартенсит.
Для обработки холодом изделие из закаленной стали помещают в холодную среду на время, необходимое лишь для сквозного охлаждения. Практически для этой цели удобно использовать смесь твердой углекислоты и спирта, имеющую температуру минус 78°, а в некоторых случаях жидкий воздух (минус 180°) или жидкий азот (минус 190°).
При охлаждении ниже 0° количество аустенита в стали уменьшается. В связи с этим изменяются свойства материала: увеличивается твердость, снижается пластичность, возрастают магнитные свойства и увеличивается объем. Обработка при температурах ниже 0° применяется для увеличения твердости и улучшения режущих свойств инструментальной стали, для увеличения сопротивляемости износу поверхностного слоя цементованных деталей, а также в других случаях, когда необходимо бывает повысить твердость материала.
Например, широко применяемые в авиастроении стали: хромоникелевая 12Х2Н4А, хромоникельвольфрамовая 18ХНВА и другие (см. стр. 196 и 199), часто используемые для изготовления деталей, работающих в условиях трения (валы, пальцы, шестерни и т. п.), цементуются (науглероживаются) до содержания в поверхностном слое 1 —1,2% углерода; в этом случае после закалки в цементованном слое сохраняется большое количество мягкого остаточного аустенита, и поэтому детали могут быстро изнашиваться в эксплуатации. Такие детали целесообразно подвергать обработке холодом.
В связи с увеличением объема, происходящим при превращении аустенита в мартенсит, обработка холодом нашла также применение как способ восстановления размеров точного мерительного инструмента и калибров, для стабилизации размеров деталей, работающих при низких температурах, и других целей.
Наконец, обработка холодом может быть использована для повышения магнитных характеристик стальных магнитов.
* В структуре стали, содержащей менее 0,6%С, после закалки также всегда остается немного остаточного аустенита; это объясняется тем, что переход аустенита в мартенсит сопровождается увеличением объема, а последние остатки аустенита не могут изменить объем, так как этому препятствует образовавшийся твердый мартенсит.
143
Следует подчеркнуть, что при обработке холодом не удается достичь полного превращения аустенита в мартенсит и в структуре стали всегда сохраняется небольшое количество остаточного аустенита.
Рис. 178. Зависимость температур мартенситного превращения от содержания углерода в стали (по данным различных авторов)
Рис. 179. Диаграмма зависимости количества остаточного аустенита от содержания углерода в стали
§ 6.	ИЗОТЕРМИЧЕСКАЯ и ступенчатая обработка стали Диаграмма изотермического превращения аустенита
Выше уже указывалось, что аустенит углеродистой стали, устойчивый при высоких температурах, переходит в процессе закалки при охлаждении ниже точки А1 в мартенсит (см. рис. 157).
Однако, если такой аустенит охладить до какой-либо температуры ниже но выше Л1Н, то аустенит некоторое время сохраняется и лишь затем начинает переходить при постоянной температуре (изотермически) в другие, более устойчивые структуры. На этом основана изотермическая и ступенчатая обработка стали.
Впервые такую обработку предложил еще в конце прошлого столетия Д. К. Чернов, отметивший, что в случае ступенчатого охлаждения стали сначала в среде с температурой около 200°, а затем в песке можно резко повысить качество стали.
В 1928 г. аналогичный метод для обработки пил, допускающих их правку после охлаждения в соляных ваннах, был предложен Льюисом.
Исследованием изотермического превращения аустенита занимались также Бейн и Девенпорт, построившие для некоторых сталей, так называемые S-oбразные диаграммы (внешне похожие на букву S). Позже эти диаграммы были исправлены советскими учеными — С. С. Штейнбергом, А. П. Гуляевым, И. И. Липилиным и др. Исправленные диаграммы иногда обозначаются как С-образные, ввиду их сходства с буквой С.
В настоящее время такие диаграммы изотермического превращения аустенита построены для многих практически важных сталей и ими широко пользуются на заводах для назначения режимов изотермической или ступенчатой обработки.
Диаграмма изотермического превращения стали в общем, несколько упрощенном, виде представлена на рис. 180. Она показывает, какие процессы происходят в переохлажденном аустените с течением времени при различных температурах.
На диаграмме нанесены линии, отвечающие температурам Ai и Л1В для данной стали.
144
Выше Ai сталь имеет строение устойчивого аустенита (с ферритом или цементитом, если содержание углерода не равно 0,8%).
При температуре ниже точки Мн аустенит переходит в мартенсит. Сталь, охлажденная до температур между Ai и Ms (левее линии абв), имеет некоторое время структуру переохлажденного, неустойчивого аустенита. При дальнейшей выдержке аустенит начинает распадаться, образуя другие, более устойчивые структуры.
Линия абв отвечает началу распада аустенита. Окончанию этого распада соответствует линия а'б'в'.
Время до начала распада аустенита называется инкубационным периодом. В течение
этого времени сталь сохраняет высокую пластичность и низкую твердость, свойственные аустениту. Из диаграммы видно, что длительность инкубационного периода зависит от температуры распада.
Между линиями абв и а'б'в? структура стали состоит из аустенита и продуктов распада. Справа от линии а'б'в' имеются только продукты распада. При этом чем выше температура превращения, тем более устойчивыми получаются конечные продукты распада.
Исследования показали, что процессы распада аустенита в верхней и нижней части диаграммы несколько различны.
При высоких температурах, порядка 700—450°, где процессы диффузии идут быстрее, образуются обычные фер-
Время
МКС
15
30
40
45
55
65
Рис. 180. Схематичная диаграмма изотермического превращения аустенита
р ито- цементит ные смеси — перлит, сорбит и тростит.
При более низких температурах, в интервале от ~ 450 до ~ 200°, возникает структура бейнита. В зависимости от температуры превращения различают верхний и нижний бейнит, эти разновидности несколько различаются по микроструктуре и свойствам.
Верхний бейнит имеет под микроскопом вид «пера» или «резаной соломы». Более твердый, но менее вязкий нижний бейнит характеризуется игольчатым строением, похожим на мартенситное. Поэтому его называют также «игольчатым троститом».
По своей физико-химической природе бейнит углеродистой стали представляет еще более мелкодисперсную смесь феррита и цементита по сравнению с троститом; однако в бейните феррит пересыщен углеродом; этим бейнит отличается от перлита и других структур, образующихся в верхней части диаграммы.
Практически при изотермической обработке стали бейнитное превращение используется довольно часто. Получаемая при этом структура бейнита мало уступает по твердости мартенситу, но в отличие от него характеризуется большей вязкостью и значительно меньшими внутрен
ними напряжениями.
В доэвтектоидной стали превращения в верхней части диаграммы сопровождаются вначале выделением из аустенита феррита, после чего
10	3354
145
уже образуется перлит или сорбит. Соответственно в заэвтектоидной стали вначале образуется цементит.
Форму кривых диаграммы изотермического превращения стали объясняют по-разному. Согласно одной из распространенных теорий С-образная форма кривой находится в связи с зависимостью скорости распада аустенита от двух факторов: с одной стороны, от разности AF свободных энергий аустенита и перлита, а с другой,— от скорости Кдпфф диффузии углерода. Обе эти величины зависят от температуры (рис. 181). При температуре А] разность AF равна нулю, поэтому и скорость превращения очень мала, а время распада соответственно велико. При
сравнительно низких температурах
Скорость распаоа. Время распада.
AF,V дшр ср
Рис. 181. Скорость распада аустенита в зависимости от температуры переохлаждения (по А. П. Гуляеву): ^дифф — скорость диффузии углерода; ЛГ — разность свободных энергий аустенита н перлита. На схеме показан ход кривой времени распада аустенита, расположенной в <ротнвоположную сторону по отношению к кривой скорости распада
время распада также велико, но уже по той причине, что УДИфф практически уменьшается до нуля. Наконец, при некоторой промежуточной температуре скорость превращения является наибольшей, а время распада аустенита — наименьшим. В итоге кривые начала и конца превращения приобретают С-образную форму *.
Анализ диаграммы изотермического превращения аустенита показывает, что с изменением температуры распада аустенита меняются структуры и соответственно свойства продуктов распада (см. шкалу твердости в. правой части диаграммы на рис. 180). Следовательно, выбирая ту или иную температуру ванны, в которой происходит изотермический распад аустенита, можно получать сталь с заданными свойствами — твердостью, вязкостью и т. д.
Вид диаграммы изотермического'
превращения аустенита, рассмотренной в общем виде, зависит от состава стали. В стали, содержащей такие легирующие элементы, как хром, никель, вольфрам и многие другие, линии начала и конца превращения смещаются вправо, а область наименьшей относительной устойчивости
аустенита сдвигается 'вверх. Кроме того, сама диаграмма часто не имеет типичной С-образной формы и приобретает весьма своеобразные
очертания.
Для построения диаграмм изотермического превращения обычно пользуются методами металлографического, дилатометрического и магнитного анализа, а также методом определения твердости. Во всех случаях задачей является определение моментов начала и конца превращения аустенита в соответствующие структуры при постоянных темпера
турах.
Практика изотермической и ступенчатой обработки стали
Имея заранее построенную диаграмму изотермического превращения аустенита для данной стали, можно назначить режимы изотермической обработки.
Различают изотермический отжиг и изотермическую закалку.
* Точка d диаграммы на рис. 181, впервые отмеченная Д. К. Черновым, соответствует наибольшей температуре, при которой в стали отсутствуют превращения, вызванные диффузией углерода.
146
Для изотермического отжига (рис. 182, схема 1) изделие нагревают выше ACs и затем переносят в соляную или металлическую ванну (например, содержащую расплавленный свинец), нагретую до относительно высоких температур (600—700°). Изделие выдерживают в ванне до полного превращения аустенита в продукты распада (перлит, феррит), т. е. до момента времени ть Дальнейшее охлаждение возможно при любой скорости. В результате такой обработки сталь приобретает строение, типичное для отжига (т. е. перлит с ферритом или перлит с цементитом), и твердость ее становится низкой.
Время т
Рис. 182. Схемы изотермической и ступенчатой обработки стали:
1 — изотермический отжиг; 2 — изотермическая закалка; 3 —ступенчатая закалка
На схеме участок аб соответствует охлаждению стали от температуры закалки до температуры ванны, горизонтальная площадка бв отвечает инкубационному периоду.
На участке вг происходит превращение аустенита в структуры распада. Дальнейшее охлаждение не вызывает изменений в строении стали.
Основным преимуществом изотермического отжига является сокращение времени. Это относится к сталям, содержащим значительные добавки легирующих элементов, для которых применение изотермического отжига позволяет сократить время операции в несколько раз.
Для изотермической закалки (см. рис. 182, схема 2) изделие также предварительно нагревают выше ACs, а затем переносят в ванну, имеющую достаточно низкую температуру и обеспечивающую получение более твердых структур (например бейнита). По окончании распада, которому отвечает момент времени тг, изделие охлаждается с произвольной скоростью.
Преимуществами изотермической закалки являются:
1)	получение в некоторых сталях более высоких показателей ударной вязкости (ав) по сравнению с обычно обработанной сталью При этом повышается также конструктивная прочность деталей, так как уменьшается их чувствительность к концентрации напряжений.
2)	отсутствие закалочных напряжений и трещин, поскольку распад аустенита совершается на протяжении большого периода времени, при
10*
147
чем до конца превращения в структуре остается пластичный аустенит, допускающий легкую возможность перераспределения напряжений;
3)	возможность точной регулировки конечных механических свойств; последние зависят от структуры, которая в свою очередь определяется температурой распада; температуру ванны в производственных условиях можно легко отрегулировать с большой точностью;
4)	отсутствие необходимости отпуска, так как температура ванны практически всегда бывает выше 200° и после закалки в стали не остается значительных внутренних напряжений.
Эти преимущества делают метод изотермической закалки весьма ценным, чем объясняется все большее внедрение его в практику авиационных заводов.
Некоторым недостатком изотермической закалки является усложненность оборудования, связанная с необходимостью использования соляных или металлических ванн Кроме того, при изотермической закалке значительно уменьшается прокаливаемость, что ограничивает применение данного метода для обработки изделий большого сечения.
Иногда для сокращения времени применяют так называемую ступенчатую закалку, при которой не ожидают полного завершения превращения аустенита. В некоторых случаях ограничиваются даже выдерживанием стали в ванне лишь в пределах продолжительности инкубационного периода для сквозного охлаждения изделия до температуры ванны. Затем сталь охлаждают в воде, причем происходит превращение оставшегося (или всего) аустенита в мартенсит (см. рис. 182, схема 3).
При ступенчатой закалке основной интервал охлаждения, связанный с термическим сжатием, происходит в такой период времени, при котором сталь имеет структуру аустенита; поэтому в этом интервале температур практически исключается возможность возникновения в изделии больших напряжений или трещин. Дальнейшее охлаждение, при котором происходит превращение аустенита в мартенсит, осуществляется в меньшем температурном интервале, и вероятность появления закалочных трещин здесь практически тоже очень мала. Однако некоторые внутренние напряжения при ступенчатой закалке все-таки остаются и для их устранения рекомендуется закаленные изделия подвергать отпуску при температуре 180—200°.
§ 7. ОТПУСК СТАЛИ
Общая теория отпуска
При закалке в сплавах фиксируется твердый раствор или образуются промежуточные продукты его превращения. Такое состояние при температурах ниже фазового превращения является неустойчивым.
Поэтому в закаленных сплавах могут происходить процессы самопроизвольного распада образовавшихся структур, причем повышение температуры, облегчая диффузию, способствует развитию этих процессов и ускоряет их.
Подобный распад неустойчивых структур, полученных после закалки, составляет физическую основу отпуска, или старения.
Превращения при отпуске, или старении, в общем случае проходят последовательно следующие стадии:
1)	перемещение атомов вещества, выделяющегося из твердого раствора, к определенным центрам и образование зон, обогащенных этими атомами (зон Гинье-Престона)*;
2)	выделение мельчайших частиц новой фазы (карбидов, нитридов и других металлических соединений);
3)	рост (коагуляция) кристалликов новой фазы.
Подробнее этот вопрос рассмотрен ниже, в разделе пятом (стр. 249).
148
Эти процессы связаны с постепенным обеднением пересыщенного твердого раствора компонентами, растворенными в нем.
В отдельных случаях, например при термической обработке стали, превращения твердого раствора могут происходить в момент закалки; тогда при отпуске осуществляются только последние из отмеченных стадий.
Рассмотрим подробнее отпуск углеродистой стали.
Изменение строения и свойств стали при отпуске
Отпуск закаленной стали состоит в нагреве ниже температуры Ас для получения желаемых свойств путем изменения строения и уничтожения внутренних напряжений.
Скорость охлаждения углеродистой стали после отпуска практически не влияет на конечные структуру и свойства *.
Строение при отпуске может изменяться только в направлении образования более устойчивых структур, обладающих меньшим запасом свободной энергии. Следовательно, проводя отпуск, можно менять строение стали только в следующем направлении: аустенит —> мартенсит -> тростит—^ сорбит —>зернистый перлит.
В зависимости от структуры, полученной после закалки, свойства стали при отпуске могут изменяться различно. Например, если сталь была закалена на мартенсит, то при отпуске твердость уменьшается, так как образуются более мягкие структуры — тростит, сорбит. Если же после закалки зафиксирована структура аустенита, то при отпуске твердость сначала будет возрастать вследствие перехода аустенита в мартенсит (относительно более устойчивый при обычной температуре) и лишь затем начнет падать.
Различают несколько видов отпуска углеродистой стали:
1)	низкий отпуск — нагрев до температуры 150—200е (для устранения внутренних напряжений);
2)	средний отпуск — нагрев до 300—500е;
3)	высокий отпуск — нагрев до 500—700°.
Для изучения явлений, происходящих при отпуске, можно пользоваться металлографическим, рентгеноструктурным, магнитным и другими методами. Очень наглядно применение для этой цели дифференциального дилатометрического метода, основанного на измерении разности длин исследуемого образца и эталона при их нагревании или охлаждении в одинаковых условиях. Получающиеся на кривой перегибы характеризуют объемные изменения, соответствующие определенным структурным превращениям.
Структурные составляющие стали имеют разные удельные объемы. Наименьшим удельным объемом, т. е. наибольшей плотностью, обладает аустенит, построенный на основе плотноупакованной кристаллической решетки у-железа.
По убывающей плотности структуры стали могут быть расположены в следующий ряд: аустенит (наиболее плотен); перлит, сорбит; тростит; мартенсит; мартенсит с большей степенью тетрагональности (наименее плотен).
Эти данные позволяют объяснить дилатометрическую кривую (рис. 183), полученную при отпуске закаленной стали.
В исходном состоянии после закалки сталь имеет строение мартенсита и остаточного аустенита, количество последнего особенно возрастает при содержании углерода более 0,6%.
* При отпуске ряда легированных сталей замедленное охлаждение снижает их вязкость (см. разд. IV).
149
Закаленная сталь характеризуется наличием значительных внутренних напряжений, возникающих вследствие неравномерного сжатия при охлаждении, а также в связи со структурными превращениями.
При отпуске закаленной стали на дилатометрической кривой можно отметить четыре характерных перегиба при 80, 200, 300 и ^400°. Соот-
ветственно различают четыре основных превращения, происходящих при
отпуске.
Основным процессом первого превращения, происходящим при температурах 80—200°, является уменьшение содержания углерода в пересыщенном а-растворе. В связи с этим уменьшается степень тетрагональ-ностн (с/а), чем и объясняется сжатие.
Углерод выделяется в форме мельчайших частиц е-карбида FexC
Рпс. 183. Дилатометрическая кривая отпуска закаленной углеродистой стали
неустановленного состава Этот карбид имеет гексагональную решетку, когерентно связанную с решеткой а-раствора.
Получаемую структуру иногда называют отпущенным мартенситом. По свойствам отпущенный мартенсит ма ло отличается от обычного мартенсита закалки, поэтому температуру 200° практически считают верхней границей устойчивости мартенсита.
Отпуск до 200° ведет к значительному уменьшению внутренних напряжений.
При втором превращении (200— 300'), связанном с увеличением объема, происходит распад остаточного аустенита. Аустенит переходит при этом в смесь пересыщенного а-раство ра и карбида Fe.TC по типу бейнитного превращения. Одновременно продол-
жается выделение углерода из мартенсита и уменьшение тетрагонально-сти последнего. При этих температурах часть углерода выделяется также в форме цементита Fe3C.
В результате третьего превращения (300—400°), сопровождающегося сжатием, весь избыточный углерод выделяется из а-раствора и становится химически связанным с железом только в форме карбида Fe3C (цементита). Между а-раствором и карбидом нарушается когерентная связь. Вместе с тем практически полностью устраняются внутренние напряжения. При этом получается структура тростита, представляющая высокодисперсную смесь феррита и цементита.
Основным процессом четвертого превращения, происходящего при температурах отпуска выше 400° (практически до 600—650°), является коагуляция частиц карбида, т. е. увеличение их размеров. Кроме того, происходит сфероидизация карбидных пластинок, образовавшихся на более ранних стадиях отпуска. В результате сфероидизации частицы цементита приобретают термодинамически более устойчивую округлую форму.
Высокий отпуск до —'600° приводит к образованию структуры сорбита, представляющего мелкозернистую смесь феррита и цементита.
Все процессы при отпуске являются диффузионными. Поэтому отмеченные выше температуры для отдельных стадий не являются постоянными и зависят от фактора времени. Эти температуры повышаются по мере уменьшения продолжительности отпуска или увеличения скорости нагревания
150
Кроме того, на температуры превращений при отпуске сильно влияют легирующие элементы, затрудняющие диффузионные процессы.
Как следует из изложенного, рассмотренным превращениям при отпуске соответствуют структурные изменения.
После резкой закалки углеродистая сталь имеет структуру мартенсита. Отпуск такой стали при температуре до— 200° не вызывает заметных изменений в микроструктуре. При дальнейшем нагреве наблюдается переход мартенсита в тростит и затем в сорбит.
Структура тростита получается при отпуске до ~350° (рис. 184), а сорбита — при отпуске до 550—600° (рис. 185).
Вместе с изменением строения при отпуске меняются и свойства. На диаграмме (рис. 186) приведены кривые изменения основных механических свойств в зависимости от температуры отпуска для стали, содержащей около 0,4% углерода.
По мере увеличения температуры отпуска показатели прочности (св, НВ) уменьшаются, а показатели пластичности (6, ф) растут.
Для сравнения на диаграмме указаны механические свойства этой стали после закалки и отжига.
При низких температурах отпуска высокоуглеродистых сталей вначале наблюдается некоторое увеличение твердости, объясняемое выделением карбидов и переходом остаточного аустенита в мартенсит.
Таким образом, желая получить определенные механические свойства, можно по диаграмме определить требуемую температуру отпуска.
Контролировать температуры при отпуске можно приблизительно по цветам побежалости. Эти цвета, возникающие вследствие интерференции, зависят от толщины возникающей окисной пленки; толщина пленки в свою очередь определяется температурой отпуска и продолжительностью нагрева. Например, для углеродистой стали кратковременный отпуск при 220—230° отвечает соломенно-желтому цвету побежалости, при 270° — красному, при 300° —синему и т. д.
Время выдержки при отпуске должно быть достаточным только для сквозного прогрева изделия до заданной температуры, так как превращения при отпуске происходят с большими скоростями.
Скорость охлаждения при отпуске углеродистых сталей существенного значения не имеет (см. стр. 149).
Практика отпуска стали
1 Низкий отпуск (150—180°) часто дается после закалки для цементованных* авиационных деталей, работающих в условиях трения и имеющих в поверхностном слое строение мартенсита, например валов, шестерен и т. п. Этот отпуск не изменяет структуры и проводится только для снятия внутренних напряжений, возникших при закалке. При этом сохраняются высокая твердость и сопротивляемость износу трущихся поверхностей.
2.	Отпуску при 200—220° подвергают многие изделия из инструментальной стали. При таком отпуске также устраняются внутренние напряжения, а остаточный аустенит переходит в мартенсит, что повышает твердость и улучшает режущие свойства инструментов.
3.	Отпуск при 350—400Р на тростит применяется для пружин, рессор и других деталей; при этом обеспечиваются высокие упругие свойства и достаточная пластичность материала.
4.	Высоком)- отпуску до 550—600° подвергаются многие ответственные детали, работающие в тяжелых условиях динамического или пере-
ем. стр. 158.
151
Рис. 184. Микроструктура закаленной стали, содержащей 0,4% углерода после отпуска при 350°. Тростит. X 500
Рис. 185. Микроструктура закаленной стали, содержащей 0,4% углерода после отпуска до 600°.
Сорбит. X 500
углерода
152
менного нагружения (валы, ответственные болты, некоторые шестерни и другие высокой агруженные авиационные детали). При этом образуется структура сорбита (см. рис. 185), сочетающего в себе высокую вязкость с достаточно большой прочностью.
Закалку с последующим высоким отпуском часто называют улучшением стали.
§ 8. ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СТАЛИ
Этот новый вид обработки основан на совмещении термической обработки сплавов с их пластической деформацией (наклепом).
В результате удается получить более высокие, чем при обычной термической обработке, значения предела прочности, предела текучести,, жаропрочности и предела выносливости при сохранении, а иногда и увеличении показателей пластичности и ударной вязкости.
Термомеханическая обработка стали ведется в области аустенита. Различают высокотемпературную (ВТМО) и низкотемпературную-(НТМО) термомеханическую обработку.
При ВТМО сталь нагревают выше критической точки, обрабатывают давлением и немедленно закаливают, после чего подвергают отпуску (старению).
В случае НТМО нагретую до состояния аустенита сталь подстужи-вают до температур, лишь немного превышающих точку начала мартенситного превращения, деформируют изделие при этой температуре и после закалки также подвергают отпуску.
Существуют и другие режимы термомеханической обработки.
При ВТМО вследствие частичной рекристаллизации прочность получается несколько меньшей, однако сталь приобретает высокие показатели пластичности и ударной вязкости, особенно необходимые при работе деталей в условиях сложно напряженного состояния и резко возрастающих перегрузок.
При НТМО возможно получение очень высоких значений прочности.
В процессе термомеханической обработки происходит измельчение зерен, увеличивается количество упрочняющей фазы, повышается плотность несовершенств (дислокаций) кристаллической структуры и достигается определенная их ориентировка. Вследствие этого после ТМО образуется мелкозернистая структура, в которой упрочняющие фазы (например, карбиды) распределены более равномерно, притом не только-по границам зерен, но также по плоскостям скольжения и двойникования. Коагуляции распределенных таким образом частиц затрудняется. Этим объясняется повышение механических свойств стали при обычной температуре и ее жаропрочности, достигаемое ТМО.
В табл. 10 приведены механические свойства стали 37XH3A* при комнатной температуре после обычной термической и после термомеханической обработки.
Следует упомянуть о двух специальных видах ТМО. Так называемая ударная термомеханическая обработка (УТМО) основана на применении при охлаждении в жидкости гидравлического удара волн, возбуждаемого электрическим разрядом; скорость охлаждения при этом возрастает в 2—3 раза.
Термомеханикомагнитная обработка связана с наложением магнитного поля в процессе термомеханической обработки.
Оба эти вида ТМО позволяют в ряде случаев получить еще более высокие механические свойства стали.
* Сталь 37XH3A отличается от стали 20ХНЗА (стр. 196) повышенным содержанием углерода (~0,4%).
153
Табла ца 10
Механические свойства стали 37XH3A после термической и термомеханической обработки
Режим обработки	Механические свойства		
	ав кГ/мм^	Ф %	8 %
Термическая обработка	180	20	2
Высокотемпературная ТМО: нагрев до 940°, деформация на 50%, закалка в масле, •отпуск при 100° 2 часа	250	30	8
Низкотемпературная ТМО: нагрев до 940°, охлаждение до 470°, деформация на 50%, закалка и отпуск при 100° 2 часа	260	20	4
§ 8. ПОВЕРХНОСТНАЯ ЗАКАЛКА СТАЛИ
Многие детали авиационных конструкций, например
валы, ОСИ, шестерни и т. и., работают в условиях трения и вместе с тем подвергаются воздействию знакопеременных или динамических нагружений.
Такие детали должны обладать
Гоператор высокой частоты
Рис. 187. Схема поверхностной индукционной закалки токами высокой частоты по методу проф. В. П. Вологдина
высокой вязкостью и прочностью в целом,' но одновременно иметь твердую, износоустойчивую поверхность.
Одним из способов получения подобного сочетания рабочих свойств в различных зонах материала детали является поверхностная закалка.
Наиболее распространенной в настоящее время является поверхностная закалка по методу индукционного нагрева токами высокой частоты.
Этот метод, разработанный в СССР В. П. Вологдиным и М. Г. Лозинским, основан на следующем принципе.
Если пропускать ток высокой частоты через какой-либо индуктор, то вблизи последнего создается переменное электромагнитное поле; помещая в это поле стальную деталь, возбуждают в ней вихревые токи, вызывающие нагрев детали.
При этом в силу особенностей тока высокой частоты эти вихревые токи концентрируются преимущественно в поверхностных слоях детали (скин-эффект), т. е. вызывают ее поверхностный нагрев.
Таким образом, можно осуществить быстрый нагрев поверхностного «лоя до температуры закалки (в случае доэвтектоидной стали — выше АГз), а при последующем резком охлаждении получить в изделии наружный закаленный слой.
Для возбуждения токов высокой частоты служат машинные или чаще ламповые генераторы (рис. 187). В цепь включают конденсаторы и трансформатор, позволяющие получить в индукторе ток требуемой частоты и низкого напряжения, порядка 4—6 в.
154
Индукторы изготовляют из медных трубок, через которые циркулирует охлаждающая вода. По своей форме индуктор должен соответствовать конфигурации детали с таким расчетом, чтобы между индуктором и деталью имелся бы лишь небольшой зазор. Величина этого зазора, определяющего так называемый «эффект близости», должна быть для получения равномерного закаленного слоя одинаковой. Часто цилиндрические детали с целью равномерной закалки вращают в индукторе в процессе нагрева.
Различают одновитковые (рис. 188), многовитковые, петлевые и другие типы индукторов. При индукционной закалке крупных изделий с целью уменьшения мощности, необходимой для одновременного нагре-
Рнс. 188. Одновитковый индуктор
ва всей поверхности, применяют последовательный нагрев отдельных участков.
Температура поверхностного нагрева при выбранном режиме работы генератора определяется временем воздействия тока. Это время можно установить автоматически с помощью специального реле, при этом температуру нагрева контролируют оптическим пирометром.
Толщина закаленного слоя зависит от так называемой глубины проникновения тока б, которая может быть определена по формуле
8=5,03 ПО4 |/	ям,
у pf
где р — удельное электросопротивление материала изделия в ом • мм?/м; ц — магнитная проницаемость материала изделия в гс/э;
f — частота тока в гц.
Если, например, применять частоту f = 300 000 гц, то для t = 850° получают 6=1-—2 мм.
Из формулы следует, что с увеличением частоты глубина проникновения уменьшается, следовательно, закаленный слой получается тоньше.
Охлаждение нагретого изделия можно производить путем обычного погружения в ванну или методом пропускания закалочной жидкости через отверстия в индукторе (душевое охлаждение спреером, рис. 188).
Регулируя частоту тока, температуру нагрева, скорость нагрева и условия охлаждения, можно в широких пределах менять ширину закаленной зоны и получать в ней желаемые строение и свойства.
Строение поверхностно закаленных деталей определяется температурой нагрева и условиями охлаждения. При быстром охлаждении наружная зона, нагретая выше Ас_ , приобретает после закалки структуру мартенсита. В промежуточной зоне, где температура нагрева была выше Ас , но ниже Ас , возникает структура неполной закалки —мартенсит с ферритом. Наконец, в сердцевине, где нагрев был ниже Ас^ , сохраняется исходная структура сорбитообразного перлита и феррита (рис. 189).
155
Поверхностная закалка т. в. ч. имеет, по сравнению с другими мето-
дами поверхностного упрочнения, следующие преимущества.
1. Высокое качество закаленного слоя, в котором нет зон отпуска,.
возникающих при
Рис. 189. Микроструктура стальной детали после поверхностной электрозакалки. X 100.
ВЫСОКОЙ вязкостью
некоторых других видах поверхностной закалки; плавный переход по структуре и свойствам от поверхности к сердцевине; благодаря кратковременному нагреву, длящемуся секунды, нет обезуглероживания, образования окалины, коробления и т. п.; образующийся в поверхностном слое мартенсит отличается повышенной вязкостью и большой твердостью. Вследствие этого высокочастотная закалка т. в. ч. повышает предел выносливости конструкционных сталей и сильно снижает их чувствительность к надрезам.
2. Возможность точного автоматического регулирования процесса.
3. Быстрота, высокая производительность и экономичность процесса.
Вместе с тем следует указать, что применение этого метода требует капитальных затрат на приобретение генератора т. в. ч. и связано с необходимостью изготовления отдельных индукторов для каждого типа детали. Кроме того, поверхностную закалку можно использовать лишь для сталей с узкими пределами содержания углерода (от 0,3 до> 0,4%) При меньшем содержании углерода мартенсит получается недостаточно твердым, а при большем — не обеспечивается высокая вязкость сердцевины. Обычно поверхностной закалке подвергают углеродистые стали марок 35, 45, У7, У12, а также хромистую сталь 38ХА (см. стр. 193)
Такие стали, однако, не всегда обладают вязкостью, необходимой для материалов, которые применяются для изготовления высоконагруженных авиадеталей. С этим связана некоторая ограниченность использования высокочастотной закалки.
Оказалось возможным применять высокочастотную закалку некоторых вязких легированных сталей, употребляемых для изготовления валов, шестерен и других ответственных авиадеталей. К их числу относится хромоникельмолибденовая сталь марки 40ХНМА (см. стр. 199), отличающаяся (ан=8 кГ-м/см2) и позволяющая получать твердый
(НВ 600 кГ]мм2) закаленный поверхностный слой.
Высокочастотная закалка может во многих случаях заменять более дорогие и менее производительные способы химико-термической обработки— цементацию, азотирование и др. (см. стр. 158).
Глава 1V
ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СТАЛИ
§ 1. ОБЩИЕ СВЕДЕНИЯ
Химико-термическая обработка состоит в насыщении поверхностного слоя металлических изделий элементами, повышающими твердость, износостойкость, коррозионную стойкость и другие эксплуатационные свойства материала.
156
Ди.слои.ирсба.нный атпом
Рпс. 190. Образование дислоцированных атомов и вакансий в кристаллической решетке
Путем последующей термической обработки можно изменить в желаемом направлении строение материала в различных зонах.
Таким образом, при химико-термической обработке в отличие от термической обработки меняется не только строение, но и состав поверхностного слоя изделия.
Для стальных деталей применяют насыщение углеродом (цементацию), азотом (азотирование), хромом (хромирование), кремнием (силицирование), алюминием (алитирование) и некоторыми другими элементами. Из этих методов цементация является самым старым, но вместе -с тем до сих пор наиболее распространенным способом поверхностного упрочнения.
Химико-термическую обработку следует рассматривать как физико-химический процесс взаимодействия металла с газовой средой.
Обычно различают три основные •стадии этого процесса:
1)	образование активной газовой среды;
2)	адсорбцию на поверхности раздела металл — газ;
3)	диффузию насыщающего элемента в глубь металлического изделия.
В состав активной газовой среды входят химически активные газы, содержащие насыщающие вещества, например окись углерода, аммиак и другие.
Сущностью адсорбции является взаимодействие элемента, входящего в состав активной газовой среды, с атомами металла, находящимися на поверхности детали. В результате такого взаимодействия в поверхностном слое могут образовываться твердые растворы переменной концентрации или химические соединения.
Диффузия — является важнейшим процессом при химико-термической обработке и состоит в постепенном проникновении атомов насыщающего элемента из поверхностного слоя изделия вглубь.
Диффузия возможна, если насыщающий элемент образует с металлом твердые растворы и если температура достаточно высока, чтобы обеспечить необходимую активность и подвижность атомов.
ЛЛеханизм диффузии можно представить следующим образом. При нагреве металла энергия движения атомов возрастает. Вследствие неравномерного распределения энергии (флуктуаций) некоторые атомы выходят из узлов решетки, причем образуются вакансии или дислокации (рис. 190).
Энергия, необходимая для отрыва атома и образования вакансии, называется энергией активации и является одной из главных характеристик процесса диффузии.
Образовавшиеся вакансии заполняются другими атомами и при этом образуются новые вакансии, таким образом происходит перемещение атомов.
Диффузия происходит от мест с большей концентрацией к участкам с меньшей концентрацией, т. е. от поверхности изделия вглубь.
Скорость диффузионного процесса определяется величиной коэффициента диффузии D, представляющего собой количество вещества, про-
157
диффундировавшего за 1 сек сквозь площадку в 1 слг2 при градиенте концентрации, равном 1 молю на 1 см.
Коэффициент диффузии D может быть для данной температуры определен из уравнения
dm= — D dF^—dx, dx
где	dm — количество продиффундировавшего вещества в г-
dF — площадь, через которую происходит диффузия, в сл2;
dx — время в сек\
dcldx — градиент концентраций.
Коэффициенты диффузии неодинаковы для различных типов твердых растворов. В твердых растворах внедрения они значительно больше, чем в твердых растворах замещения. Например, для стали с 0,2% угле
Рис. 191. Зависимость коэффициента диффузии от температуры
Рис. 192. Зависимость толщины диффузионного слоя от времени'
рода при диффузии углерода в Fe7 при 1100° коэффициент D равен 6 • 10~7, а при диффузии Мо в Fev при 1115° — всего 6-10~”. Это объясняется тем, что энергия активации во втором случае значительно больше, а это затрудняет диффузию.
Зависимость коэффициента диффузии D от температуры определяется уравнением
D=Ae RT,
где А — коэффициент, зависящий от энергии активации и расстояния между атомными плоскостями решетки металла;
е — основание натуральных логарифмов;
Q — энергия активации;
7? — газовая постоянная;
Т — абсолютная температура.
Таким образом, с увеличением температуры коэффициент диффузии резко возрастает (рис. 191).
С течением времени рост диффузионного слоя замедляется. Зави симость глубины слоя х от времени т (при постоянной температуре) выражается уравнением x2=kx, где k — постоянный коэффициент.
Графически эта зависимость выражается параболой (рис. 192).
§ 2. ЦЕМЕНТАЦИЯ
Цементацией называется процесс насыщения поверхностного слоя детали углеродом с целью увеличения твердости и сопротивляемости износу при работе в условиях трения.
Сердцевина детали должна обладать достаточной прочностью и высокой вязкостью, чтобы противостоять действию динамических и знакопеременных нагружений.
158
Детали
Карбюризатор
Рис. 193. Схема расположения деталей в цементационном ящике
В таких условиях работает много деталей авиационных конструкций, особенно двигателей, например валы, распределительные валики, поршневые пальцы, оси, ролики, шестерни и т. п.
Цементацию применяют для малоуглеродистых сталей, содержащих не более 0,2% С, так как в сталях с большим содержанием углерода нельзя получить сердцевину с нужной вязкостью.
В авиастроении обычно цементуют легированные стали марок 12ХНЗА, 12Х2Н4А, 18ХНВА и т. п. (см. стр. 196 и 199).
Цементуемые поверхности деталей (шейки валов, зубья шестерен и т. п.) механически обрабатывают, оставляя лишь небольшой припуск на окончательное шлифование. Поверхности, не подлежащие цементации, подвергают гальваническому покрытию слоем меди, через который углерод не способен диффундировать.
Существует два основных способа цементации: в твердом карбюризаторе и в газовой среде. Последний является более прогрессивным, однако простота осуществления процесса в твердом карбюризаторе делает этот метод пока наиболее распространенным, несмотря на ряд присущих ему недостатков (длительность процесса, необходимость последующей сложной термической обработки и др.).
Цементация в твердом карбюризаторе. В этом случае цементуемые детали укладывают в цементационные ящики вместе с твердым карбю
ризатором, содержащим необходимый для цементации углерод. Детали не должны касаться стен ящика и соприкасаться между собой (рис. 193).
В качестве карбюризатора обычно применяют смесь древесного угля лиственных пород (береза, дуб) и ускорителей — ВаСО3, Na2CO3 и др.; последние вводятся обычно в количестве 20—30Не-
подготовленные ящики с деталями изолируют от внешней атмосферы, промазывая швы и щели специальными огнеупорными обмазками, и помещают в печь, нагретую до 900—950°.
При этой температуре в стали образуется аустенит, который способен содержать значительное количество углерода (до '—'1,3% С), вследствие чего при цементации может быть достигнута необходимая степень науглероживания поверхностного слоя. Время цементации определяется требуемой глубиной насыщения углеродом. Влияние температуры и времени на глубину цементации представлено на рис. 194. После цементации ящики с деталями обычно охлаждаются на воздухе.
Процесс цементации основан на взаимодействии газовой среды и материала изделия (рис. 195).
В цементационном ящике всегда имеется небольшое количество кислорода, образующего при нагревании с углеродом карбюризатора активную газовую среду — окись углерода:
2С + О2—2СО.
На поверхности изделия окись углерода разлагается, выделяя углерод, который растворяется в Fey и образует аустенит:
2СО-> СО2 -J- С; С Ц Fe7 Fe7(C).
атомарный аустенит углерод
159
Образовавшаяся углекислота, соприкасаясь с углем карбюризатора, снова дает окись углерода.
В дальнейшем углерод диффундирует в глубь изделия, и науглеро-
женная зона расширяется.
Действие ускорителей основано на их диссоциации при высокой температуре и взаимодействии газообразного продукта диссоциации с углеродом, в связи с чем увеличивается концентрация активной газовой среды:
Рис. 194. Зависимость глубины цементации от температуры и времени (для карбюризатора, содержащего 40% ВаСОз)
ВаСО3^ВаО + СО2, СО2+С->2СО.
оеталь
Рис. 195. Схема процесса цементации
Непосредственно после цементации структура стали соответствует равновесной диаграмме Fe—С (см. рис. 65), а именно: в поверхностном слое состоит из перлита и сетки вторичного цементита, в переходном слое — из перлита с небольшим количеством феррита, а в сердце-вине— из феррита и небольших участков перлита (рис. 196).
Результаты цементации оценивают глубиной и степенью цементации.
Глубиной цементации условно называют расстояние от поверхности вглубь до появления в структуре первых зерен феррита (см. схему на рис. 197). Для авиационных деталей глубина цементации составляет от 0,5 мм до нескольких миллиметров и зависит от величины удельных нагрузок в эксплуатации.
Рпс. 196. Микроструктура детали, изготовленной из стали 10, после цементации до термической обработки. X 100
Степень цементации характеризует среднее содержание углерода в поверхностном слое. Авиадетали обычно цементуются до степени 1,0—1,2% С.
Структура, получаемая непосредственно после цементации, не отвечает требованиям, предъявляемым к цементованным деталям по твердости поверхностного слоя и вязкости сердцевины. Кроме того, из-за высокой температуры и большой длительности процесса цементации структура получается крупнозернистой.
160
Для достижения необходимой твердости цементованного слоя и его стойкости против выкрашивания в эксплуатации, а также для получения требуемых свойств сердцевины детали после цементации подвергают обязательной термической обработке.
Последняя имеет целью измельчить зерно, уничтожить сетку цементита, получить в поверхностном слое строение твердой основы мелкоигольчатого мартенсита, а в ядре-—вязкую и прочную структуру мелкозернистого феррита с сорбитом.
Глубина цементации
чментит
Рис. 197. Схема определения глубины цементации
Поскольку содержание углерода по сечению цементованного изделия неодинаково, приходится применять сложную термическую обработку, состоящую из двух закалок и низкого отпуска.
Первая закалка (или нормализация) проводится с температуры ~860—880°*. Целью первой закалки являются: 1) уничтожение сетки цементита в поверхностном слое; 2) измельчение структуры сердцевины. В результате такой закалки в поверхностном слое получается структура грубоигольчатого мартенсита, а в сердцевине — мелкозернистого феррита, несколько пересыщенного углеродом.
Вторая закалка необходима для окончательного исправления строения поверхностного слоя и проводится с более низких температур (780—810°).
Рис. 198. Микроструктура цементованной детали из стали 10 после термической обработки. X 100
После второй закалки в сердцевине образуется мелкозернистый феррит с небольшими участками переходных структур, а в поверхностном слое-—нормальная структура мелкоигольчатого мартенсита и зернистого цементита.
Заключительной операцией термической обработки изделия является низкий отпуск порядка 150—170°, необходимый для уничтожения внутренних напряжений, возникших при закалке.
Микроструктура при низком отпуске практически не меняется.
Таким образом, нормальная структура цементованной детали после термической обработки состоит в поверхностном слое из мелкоигольчатого мартенсита и зернистого цементита, в переходном слое — из мартенсита и феррита, а в сердцевине—из мелкозернистого феррита и небольших участков переходных структур (рис. 198).
* Приведены режимы обработки для стали 12ХНЗА (см. стр. 196).
И 3354
161
При неправильной термической обработке, например, когда первая закалка заменена отжигом, в поверхностном слое образуется менее благоприятная структура мартенсита с сеткой цементита. Такая цементитная сетка не желательна, так как она повышает хрупкость цементованного слоя и содействует его выкрашиванию в эксплуатации.
Следует отметить, что для многих авиационных деталей из легированных сталей, особенно склонных к росту зерна при нагревании, указанная выше двойная закалка заменяется одинарной (по режиму второй закалки с более низкой температуры).
Механические свойства поверхностного слоя и сердцевины термически обработанной цементованной детали резко различны и имеют примерно следующие значения:
для поверхностного слоя HRC 60 — 65;
для сердцевины
<зв = 90 — 115 кГ/мм2; ап = 10 — 12 кГ  м/см2; HRC 25-41.
К порокам цементации можно отнести: не отвечающие техническим условиям степень и глубину цементации, резкость переходного слоя от поверхностного слоя к сердцевине, неудовлетворительную микроструктуру, неравномерную твердость поверхностного слоя и т. д.
Газовая цементация. Газовая цементация основана на использовании для науглероживания стальных деталей различных газов.
Впервые газовая цементация была применена П. П. Аносовым на Златоустовском заводе в 1837 г.
Разработке промышленных методов газовой цементации были посвящены работы Н. А. Минкевича, С. К. Ильинского, В. И. Просвирина и др.
Для газовой цементации используют различные газы, содержащие углерод, например окись углерода, углеводороды, светильный газ, природные газы и другие. Процесс ведется при температуре 900—925°.
По сравнению с цементацией твердым карбюризатором, газовая цементация имеет ряд преимуществ. К ним относятся:
1)	значительное сокращение длительности процесса (в 3—4 раза);
2)	более легкое регулирование операций, широкая возможность применения механизации и автоматизации;
3)	упрощение термической обработки после цементации; вследствие сокращения продолжительности процесса происходит меньший рост зерна, в связи с чем возможно применение одной закалки с промежуточной температуры 820° (притом непосредственно из печи газовой цементации) и последующего низкого отпуска.
При газовой цементации отпадает необходимость иметь цементационные ящики и проводить операцию загрузки и выгрузки деталей, уменьшается деформация деталей вследствие более равномерного их нагрева, улучшаются санитарно-гигиенические условия вследствие отсутствия угольной пыли.
Благодаря этим преимуществам метод газовой цементации все шире внедряется в заводскую практику.
Следует отметить удачный опыт некоторых заводов по совмещению газовой цементации с поверхностной закалкой деталей токами высокой частоты. Применение этого метода позволило еще больше ускорить и упростить производственный процесс; например, цементация на глубину 1 мм требует всего 30 мин.
Наряду с усиливающимся внедрением газовой цементации ведутся работы в направлении дальнейшей интенсификации процесса в твердом
162
карбюризаторе; сюда относится применение более эффективных карбюризаторов, использование высокотемпературной цементации и другие.
§ 3.	АЗОТИРОВАНИЕ
а в некоторых случаях и улучше-
Азотирование состоит в насыщении азотом поверхностного слоя стального изделия. При этом в структуре стали образуются соединения металлов с азотом — нитриды, обладающие высокой твердостью и теплостойкостью.
Целью азотирования является увеличение поверхностной твердости детали, повышение предела усталости, пие коррозионной стойкости-
Из диаграммы состояния железо—азот (рис. 199) следует, что азот образует с железом несколько промежуточных фаз на основе определенных химических соединений: фазу е (Fe2N), фазу у' (Fe4N) и др. $
Более прочными и твердыми, а ’ вместе с тем менее хрупкими яв- I ляются нитриды других металлов — j хрома, молибдена и алюминия j (CrN, MoN, A1N). Поэтому азоти- 1 руют обычно легированные стали, ; содержащие эти элементы.	ь
Специальные стали для азотирования получили название н и-
траллоев. К ним относится широ-	Содержание азота в °/о
ко применяемая сталь 38ХМЮА, имеющая следующий средний СО- Рис. 199. Диаграмма состояния сплавов став: 0,38% С, 1,5% Сг, 0,5% Мо,	железо —азот
1,0% А1.
Перед азотированием детали из этой стали подвергают термической обработке на сорбит путем закалки в масле с температуры ~940°
Рис. 200. Схема установки для азотирования:
1 — печь для загрузки деталей; 2 — баллон с аммиаком; 3 — осушитель; 4 — пирометр; 5 — манометр; 6 — диссоциометр
и последующего высокого отпуска до 640°. Структура сорбит обеспечивает высокую вязкость и достаточную прочность сердцевины.
Затем, после механической обработки, детали подвергают азотированию в специальных печах (рис. 200).
11*
163
Для осуществления процесса азотирования газовая среда должна содержать азот в активном атомарном состоянии. Поэтому вместо газообразного азота, состоящего из инертных молекул N2, для азотирования применяют аммиак NH3; последний при повышенной температуре диссоциирует на водород и азот по реакции
2NH3?±2N + 3H2.
Активный атомарный азот диффундирует в твердом растворе в глубь изделия и, соединяясь с металлами, образует нитриды, например:
A1 + N-^A1N.
Практическая температура азотирования составляет обычно 500—520°. Процесс азотирования происходит медленно, например, для азоти-
Рпс. 201. Микроструктура азогированной стали 38ХМЮА. Х250
Рис. 202. Влияние температуры на твердость азотированной стали
рования детали на глубину 0,5 мм требуется около трех суток. Участки, не подлежащие азотированию, покрывают оловом. Во избежание растекания олова и попадания его на азотируемые участки последние подвергают фосфатированию (см. стр. 323).
Авиационные детали азотируют обычно на глубину 0,1—0,5 мм\ большая глубина не рекомендуется, так как приводит к получению хрупкого слоя. Содержание азота в поверхностном слое доходит до 10—12%.
Вследствие небольшой толщины азотированного слоя и резкого падения твердости при переходе к сердцевине шлифование азотированных деталей не является целесообразным.
Структура поверхностного слоя азотированной детали состоит из сорбита и нитридов (рис. 201), а в сердцевине сохраняется сорбит. Твердость азотированной поверхности очень высокая и достигает HV 1200 кГ/мм2. Ввиду высокой теплостойкости нитридов эта твердость практически мало меняется при нагреве деталей до 500—600° (рис. 202).
Другими преимуществами азотирования являются отсутствие коробления деталей, что объясняется сравнительно низкой температурой ведения процесса, и возможность применения деталей в конструкциях без последующей термической обработки, которая является обязательной после цементации.
Сравнивая цементацию и азотирование, следует также указать на то, что при цементации можно получить более глубокий, но менее твердый слой, устойчивый до температуры не выше 200°; при более высокой температуре мартенсит переходит в тростит или сорбит и твердость снижается.
164
Поэтому цементацию применяют для высоконагруженных деталей, работающих при температурах не выше 150—200°, например, при упрочнении шеек валов, нагруженных шестерен, пальцев, осей и т. д.
Наоборот, азотирование выгодно использовать для поверхностного упрочнения деталей, работающих при меньших удельных давлениях, но нагревающихся до температур 500—600° (гильзы цилиндров, шестерни, штоки, а также некоторые валы, работающие на скользящих подшипниках).
Дальнейшая интенсификация процесса азотирования основана на использовании тлеющего разряда, индукционного нагрева т.в.ч., введения в состав газовой среды катализаторов и т. д.
§ 4.	ЦИАНИРОВАНИЕ
Цианирование состоит в одновременном насыщении поверхностного слоя детали углеродом и азотом. Различают жидкое и газовое цианирование. При жидком цианировании процесс осуществляется в жидких ваннах, содержащих расплавленные цианистые соли — цианистый натрий — NaCN или более дешевый цианистый кальций — Ca(CN)2, а также соду—Na2CO3 и другие соли. В условиях высокотемпературного цианирования детали выдерживают в таких ваннах 1,5—2 часа при температуре 840—880°, а затем после подстуживания закаливают в масле и подвергают низкому отпуску до 150— 170°.
При этом в поверхностном слое детали получают структуру азотистого мартенсита, а в сердцевине — тросто-мартенсита (рис. 203). Твердость поверхностного слоя получается равной НВ 650—700 кГ!мм\
Такой режим позволяет получать упрочненный слой глубиной до 1 мм и используется для деталей, работающих в условиях трения при средних удельных давлениях (оси, ролики, наконечники толкателей и др.).
Для повышения стойкости режущих инструментов, изготовленных, например, из быстрорежущей стали (см. стр. 235), применяют низкотемпературное цианирование при 550—600° в течение 10—15 мин на глубину 0,03—0,05 мм.
Жидкое цианирование позволяет быстро упрочнить поверхностный слой изделия и не требует сложных установок. Однако вследствие большой ядовитости цианистых соединений и незначительной глубины упрочнения этот метод используется лишь при обработке некоторых мало ответственных мелких деталей и инструментов.
Газовое цианирование (нитроцементация) применяется главным образом для повышения твердости кромок режущих инструментов (фрез, метчиков, сверл, резцов) и потому с успехом используется в целях экономии дорогой быстрорежущей стали.
Для осуществления газового цианирования инструменты помещают в печь, содержащую смесь аммиака и пиролизного газа. При низкотемпературном режиме поддерживают температуру ~560°, а время выдержки составляет 1—2 часа. Толщина упрочненного слоя при этом получается небольшой, 0,02—0,04 мм. Твердость материала инструмента достигает HV 940—1120 кГ]мм?.
Рис. 203. Микроструктура планированной стали У8. X 250
165
Преимуществами нитроцементации по сравнению с жидким цианированием являются легкость регулирования технологического процесса, отсутствие необходимости применения дорогих дефицитных цианистых солей, а также значительно меньшая вредность производства.
В последнее время разработан новый метод высокотемпературной (глубокой) нитроцементации, при которой для создания карбонитридной среды используется триэтаноламин (СгНЮН^М; этот метод, по сравнению с ранее рассмотренной газовой цементацией, является экономически более выгодным и позволяет за более короткое время получать твердый поверхностный слой, отличающийся большей теплостойкостью.
§ 5.	АЛИТИРОВАНИЕ
При алитировании поверхность стального изделия насыщается алюминием. Назначением алитирования является повышение жаростойкости, т. е. сопротивляемости изделия окислению при высоких температурах.
Алитирование основано на способности алюминия образовывать при окислении стойкую окисную пленку А12О3, обладающую высокими защитными свойствами и предохраняющую металл от дальнейшего окисления.
Наиболее широко распространен метод твердого алитирован и я. Для этой цели изделия из дешевой малоуглеродистой стали, содержащей 0,1—0,2 % С, помещают в порошкообразную смесь, содержащую алюминий (обычно в виде ферроалюминия), окись алюминия (для предотвращения спекания) и хлористый аммоний, и нагревают их при 900—1100° несколько часов. При этом образуется летучий хлористый алюминий, который, взаимодействуя при высокой температуре с железом, выделяет алюминий, диффундирующий в глубь изделия.
Структура поверхностного слоя алитированной детали (рис. 204) состоит из твердого раствора, обогащенного алюминием; в промежуточном
слое образуются хрупкие иглы соединения алюминия с железом FeAl3. Наличие этого хрупкого слоя несколько снижает динамическую прочность детали. Поэтому алитирование не могло найти применения для поверхностного упрочнения деталей, работающих в условиях динамического нагружения. Однако оно может быть использовано для повышения предела термической усталости.
Глубина алитированного слоя составляет обычно от 0,3 до 0,8 л/л/. После алитирования рекомендуется провести диффузионный отжиг при температуре 900—960° в течение 3—6 час.
При алитировании на меньшую глубину (0,06—0,08 мм) изделия (например проволока) могут деформироваться даже в холодном состоянии без разрушения алитированного слоя.
Алитированию подвергают некоторые детали авиационных двигателей, например детали камеры сгорания, реактивного сопла, лопатки турбины и соплового аппарата, трубы коллектора, выхлопные патрубки и т. ,п.
§ 6.	ХРОМИРОВАНИЕ
Высокая твердость и стойкость против окисления хромовых покрытий позволяет использовать хромирование как средство повышения 166
Рис. 204. Микроструктура алитированной стали 10. Х250
твердости, износостойкости и коррозионной стойкости авиационных де талей.
Различают гальваническое* и диффузионное хромирование.
Диффузионное хромирование относится к газовым методам и может осуществляться «чистым» или порошковым способом.
Газовые методы основаны на получении газообразных продуктов, содержащих хром, и последующем их взаимодействии со стальным изделием.
При «чистом» способе эти операции осуществляются раздельно. Через слой феррохрома, нагретого до 850°, пропускают ток хлористого водорода, причем образуется летучий хлористый хром
Сг+2НС1-^СгС12+Н2.
Последний, обтекая детали, нагретые до ~1000°, взаимодействует с железом и разлагается с выделением металлического хрома, диффундирующего в глубь изделия:
CrCl2+Fe FeCI2~[- Сг.
Более распространено газовое хромирование в порошках, при котором получение активного газа и воздействие его на изделие происходят совместно.
Практически по этому способу очищенные от окалины и обезжиренные детали загружают в контейнер из жаростойкой стали или чугуна и окружают их порошком, содержащим феррохром, окись алюминия и хлористый аммоний.
При нагревании хлористый аммоний диссоциирует, образуя аммиак и хлористый водород; последний, взаимодействуя с феррохромом, доставляет необходимый активный хлористый хром (СгС12). Окись алюминия препятствует спеканию порошка при высокой температуре.
Контейнер закрывают крышкой, замазывают огнеупорной глиной и нагревают при температурах 1000—1050° в течение 4—6 час. Более высокая температура вредна, так как приводит к росту зерен и обезуглероживанию. В итоге поверхностный слой изделия насыщается хромом на глубину ~0,1—0,2 мм. Строение и глубина хромированного слоя зависят от состава изделия.
При хромировании чистого железа в поверхностном слое образуется твердый раствор Fe(Cr), содержащий более 50% хрома.
При хромировании стали образуются также карбиды Сг7Сз и Сг23Сб-•сообщающие изделию высокую твердость.
Опытами Г. Н. Дубинина показано, что в самом поверхностном слое на глубине 5—7 мк образуются также нитрид Cr2N и карбонитриды типа Cr (N, С).
При газовом хромировании возрастают твердость, жаростойкость и кислотоупорность материалов. Установлено также, что при этом повышаются показатели жаропрочности, сопротивления усталости и коррозионной стойкости в водных средах.
Метод газового хромирования находит все большее применение для улучшения режущих свойств инструментов, повышения твердости и износоустойчивости штампов, пуансонов и матриц, шарикоподшипников, деталей теплообменников, и во многих других случаях для борьбы с износом, эрозией, коррозией и окислением металлов.
Метод гальванического хромирования рассмотрен на стр. 321.
167
§ 7.	СИЛИЦИРОВАНИЕ
Силицирование заключается в насыщении поверхностного слоя стали кремнием.
Наиболее широко применяется газовое силицирование порошковым методом. В состав порошка входит ферросилиций, шамот и хлористый аммоний.
Образующийся при реакции газообразный хлористый кремний взаимодействует с железом
3 SiCl4 + 4Fe -» 4 FeCl3 + 3SL
Выделившийся свободный кремний диффундирует в поверхностный слой изделия.
Процесс ведут при 900—1000° в течение 2—5 час. При этом толщина силицированного слоя получается равной 0,5—1,4 мм. Этот слой представляет собой твердый раствор, в котором содержание кремния достигает 14%.
Силицированные детали обладают высокой жаростойкостью и кислотоупорностью, так как образующаяся при окислении пленка SiO2 предохраняет металл от дальнейшего окисления и является вполне стойкой к кислотам любой концентрации.
Преимуществом силицирования является также относительно большая пластичность упрочненного слоя, что позволяет производить обработку силицированных изделий давлением и накатку резьбы.
Применение силицирования позволяет сообщать высокую жаростойкость таким металлам, как молибден, ниобий, вольфрам.
В заключение следует отметить возможность использования комбинированных методов химико-термической обработки—хромоалитирования, хромосилицирования и др.
Подобная комплексная обработка позволяет в отдельных случаях достигать еще большего повышения жаростойкости.
Например, хромоалитирование успешно применяется для повышения жаростойкости и жаропрочности некоторых деталей авиационного двигателя, работающих при высоких температурах (лопатки турбин и соплового аппарата и др.), изготовляемых из специальных жаропрочных сплавов (см.стр. 210).
Можно указать следующие примерные температурные границы практического применения деталей, подвергнутых различной химико-термической обработке:
хромированные детали -— до 800°;
силицированные детали -— до 900°;
хромосилицированные детали — до 1000°;
хромоалитированные детали —• до 1050°;
алитированные детали — до 1150°.
РАЗДЕЛ ЧЕТВЕРТЫЙ
АВИАЦИОННЫЕ СТАЛИ И СПЛАВЫ
Глава I
УГЛЕРОДИСТЫЕ СТАЛИ
§ 1.	ОБЩИЕ СВЕДЕНИЯ
Углеродистыми сталями называются сплавы железа с углеродом, содержащие до 2,0% углерода. Обычная углеродистая сталь, кроме основных элементов (железа и углерода), содержит 0,3—0,7% марганца, 0,2—0,4% кремния, 0,01—0,05% фосфора и 0,01—0,04% серы. Эти элементы являются постоянными примесями.
Помимо этих элементов, в сталь попадают скрытые и местные примеси. К скрытым относятся кислород, азот и водород. Содержатся они в любой стали в небольших количествах.
Местные примеси — это элементы, которые находятся в местных рудах или шихтовых материалах. Так, например, керченские руды содержат мышьяк и ванадий, халиловские — хром и никель, тагильские — медь и т. д. Кроме того, переплавка отходов производства и другого скрапа может давать ряд местных примесей.
Таким образом, обычная углеродистая сталь содержит 8—10 элементов, важнейшим из которых является углерод. Он изменяет механичес кие свойства стали и делает ее способной закаливаться.
В зависимости от назначения стали и содержания в ней углерода различают конструкционную и инструментальную углеродистые стали.
Конструкционная сталь, содержащая от 0,05 до 0,55% углерода, обычно поступает на авиационные заводы в виде поковок или катаных полуфабрикатов (прутков, листов, полос, труб).
Инструментальная сталь, содержащая от 0,55 до 1,5% углерода и минимальное количество вредных примесей (серы и фосфора), применяется для изготовления сверл, разверток, метчиков, плашек и т. д.
§ 2.	ВЛИЯНИЕ УГЛЕРОДА НА СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА СТАЛИ
С увеличением содержания углерода структура стали изменяется. Подробно это изменение рассматривалось при изучении диаграммы состояния системы железо — углерод. Влияние углерода на механические свойства стали показано на рис. 205. Чем больше в стали углерода, тем выше ее твердость и прочность, но ниже пластичность и вязкость. Понижение предела прочности при увеличении содержания углерода выше 1,0% объясняется появлением в структуре вторичного цементита.
Механические свойства стали зависят также от формы и размеров структурных составляющих. Чем тоньше и меньше частички цементита, тем выше твердость и прочность стали. Зернистая форма цементита по сравнению с пластинчатой при одинаковой твердости характеризуется более высокой пластичностью.
169
Изменение содержания углерода сказывается также на физических свойствах стали (плотность, магнитная проницаемость, удельное электросопротивление, коэрцитивная сила и другие свойства).
Рис. 205. Влияние углерода на механические свойства стали
§ 3.	ВЛИЯНИЕ ПРИМЕСЕЙ НА СВОЙСТВА СТАЛИ
Марганец является важнейшей постоянной примесью в стали. Вводится он в сталь для раскисления, которое протекает по реакции
FeO ф- Мп=MnO -f- Fe.
Марганец уничтожает красноломкость стали, т. е. устраняет вредное влияние сернистых соединений (подробнее будет сказано ниже), смягчает зональную ликвацию и уменьшает количество газовых пузырей.
В феррите марганец растворяется в больших количествах, понижает критические точки Аг и А и сужает интервал между ними. При нагреве стали марганец способствует росту зерна аустенита. Прокаливаемость стали при наличии марганца увеличивается.
Марганец даже в небольших количествах вызывает некоторое повышение предела прочности и твердости, не оказывая заметного влияния на относительное удлинение и поперечное сужение, повышает сопротивляемость стали истиранию.
Кремний является второй по важности постоянной примесью. Как и марганец, он вводится в сталь для раскисления
2FeO + Si = SiO2 + 2Fe.
В обычных углеродистых сталях кремний полностью растворяется в феррите. Кремний повышает критические точки как при нагреве, так и при охлаждении стали, повышает предел прочности и особенно предел упругости стали. Вот почему пружины и рессоры изготовляются из кремнистых сталей. Кроме того, кремний увеличивает сопротивляемость стали истиранию.
Присутствие кремния в стали в сильной степени затрудняет сварку вследствие большой его окисляемости.
170
Рис. 206. Диаграмма состояния системы FeS — FeO
Сера является вредной примесью в стали. Попадает сера в сталь из руд, а также из продуктов горения топлива В высококачественных сталях содержание серы не должно превышать 0,02—0,04%.
В феррите сера практически не растворяется и любое ее количество дает сульфид железа FeS, который образует с железом эвтектику с температурой плавления 985°. При нагреве стали до температур ковки или прокатки (800—1200°) легкоплавкая эвтектика расплавляется и при ударе молота в стали возникают надрывы и трещины. Это явление носит название красноломкости.
Красноломкость стали уменьшается при введении марганца, который, связывая серу по реакции FeS + +Mn = MnS + Fe, препятствует образованию легкоплавкой эвтектики.
Температура плавления сернистого марганца 1620°; при ковке или прокатке (800—1200°) он становится пластичным и вытягивается. Очень часто включения MnS при повторно-переменных нагрузках являются очагами разрушения от усталости. Наличие серы в стали, кроме того, понижает динамическую прочность, сопротивление износу и коррозионную стойкость.
Фосфор, как и сера, является вредной примесью в стали, поэтому в качественных сталях содержание его допускается не свыше 0,02- 0,04%. Попадает он в сталь из железных руд. Фосфор способствует росту зерна аустени
та, а растворяясь в феррите, делает сталь хладноломкой, сильно повышает твердость и предел прочности стали, резко снижая пластичность и особенно ударную вязкость.
Растворимость фосфора в феррите при нормальной температуре ограничивается 1,2%. Наличие фосфора выше этого количества приводит к образованию фосфида железа Fe3P.
Кислород содержится в стали в очень малых количествах в твердом растворе и преимущественно в виде включений окислов FeO, МпО, SiOj и А12О3. Все эти окислы хрупки и при горячей обработке давлением вытягиваются и располагаются в виде цепочек. Наличие подобных включений приводит к местным концентрациям внутренних напряжений, снижению динамической прочности, а при повторно-переменных нагрузках — к возникновению трещин и разрушению от усталости.
Особенно вредным включением является закись железа FeO, которая в присутствии повышенного содержания серы, вызывает красноломкость стали, образуя легкоплавкую эвтектику, температура плавления которой согласно диаграмме состояния системы FeO — FeS равна 940° (рис. 206).
При содержании кислорода в стали выше 0,03—0,04% заметно понижаются прочность и пластичность. Качественная сталь должна содержать минимальное количество кислорода.
§ 4.	МАРКИРОВКА УГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ
Для маркировки углеродистых сталей принята буквенно-цифровая система. Электротехническая малоуглеродистая сталь — железо типа армко — обозначается буквой А или Э. Мало- и среднеуглеродистые стали обозначаются цифрами или цифрами с буквой, высокоуглероди-•стые — цифрами с буквой или только буквами. В марках мало- и средне
171
углеродистых сталей цифры показывают среднее содержание углерода в сотых долях процента, а высокоутлеродистых сталей—в десятых долях процента. Кроме того, в марках высокоуглеродистых сталей перед цифрой ставится буква У (У8, У9 и т. д.).
Если в стали содержится минимальное количество серы и фосфора, в конце марки ставится буква А (10А; 20А; 45А; У8А; У9А и т. п.), указывающая на то, что сталь высококачественная.
Высокоуглеродистая сталь, идущая на изготовление спиральных пружин, обозначается буквами ВС и ОВС, что означает «высокого сопротивления» и «особо высокого сопротивления».
§ 5.	УГЛЕРОДИСТЫЕ СТАЛИ, ПРИМЕНЯЕМЫЕ В АВИАСТРОЕНИИ
Углеродистые стали поступают на заводы в виде листов, лент, проволоки, прутков, поковок и труб. В табл. 11 приведены составы и механические свойства некоторых углеродистых сталей, применяемых в авиастроении.
Таблица 11
Составы и механические свойства углеродистых сталей
Марка стали	Содержание С %	Состояние	СВ к Г )мм2	°0,3 кГ/млА	А %	НВ кГ)мм^
ЭА	<0,04	Прутки горячекатаные	27	12	26	77—103
10А	0,07—0,15	Горячекатаная, без термической обработки	32	18	30	95—143
20 А	0,15—0,25	Отожженная или нормализованная	40—50	22	24	111—152
40	0,37—0,45	Нормализованная или отожженная	58	34	17	143—187
45	0,42—0,50	То же	60—85	32	13	170—229
45А	0,40—0,50	Прутки для расчалок, закаленные и отпущенные	70—85	—	11	187—241
70 (ВС и ОВС)	0,65—0,75	Наклепанная проволока 4=2 мм	180	164	-—	-—
У8А	0,75—0,85	Наклепанные ленты	75—120	—	—	—
У10А	0,95—1,09	Закаленная и отпущенная при 220—240°	Твердость HRC 51			)—61
У12 А	1,10—1,25	Закаленная и отпущенная при 180—200°		*	„	60—62	
Малоуглеродистые стали, содержащие до 0,25% углерода, применяются в тех случаях, когда сталь должна подвергаться значительным пластическим деформациям —- гибу, выколотке, высадке, холодной штам повке, отбортовке и т. д. Это детали электромагнитных механизмов, сварные узлы, косынки, штампованные детали с невысокой прочностью, шайбы, прокладки, трубчатые заклепки, винты и др.
Детали, изготовляемые из малоуглеродистых (до 0,25% С) сталей, ставятся на самолет без какой-либо упрочняющей термической обработки.
Проволока из малоуглеродистой стали применяется для изготовления, заклепок и выездных болтов.
172
Малоуглеродистые стали хорошо свариваются, причем чем ниже «содержание углерода, тем лучше свариваемость.
Среднеуглеродистые стали в авиастроении применяются для механически обрабатываемых деталей сравнительно малой прочности (болты, гайки, винты, шайбы, шпильки, заглушки и др.). Детали, изготовленные из сталей 35 и 45, подвергаются термической обработке. Из стали 45А .изготовляют ленты-расчалки, валики и муфты к ним. Закалка этих деталей производится с 840—860° в масле, отпуск при 600—650° должен обеспечить наличие сорбитной структуры.
Ленты-расчалки не закаливают, так как большая длина их при малом поперечном сечении является причиной весьма сильного коробления. Для упрочнения ленты-расчалки подвергают прокатке в холодном состоянии. Концы лент-расчалок оставляют круглыми для нарезания резьбы. В результате холодного проката предел прочности овальной части -повышается до ПО—115 кГ)мм2, а удлинение падает до 5—6%. Предел прочности резьбовой части ленты-расчалки остается равным 70—85 кГ]мм2, а удлинение не менее 11%. Равнопрочность резьбовой и «овальной части лент-расчалок достигается соответствующим подбором сечений.
Высокоуглеродистые стали в авиастроении применяются в виде холоднотянутой сильно нагартованной проволоки марок ВС и ОВС, из которых изготовляются главным образом спиральные пружины, а также .ленты для плоских пружин (марки У8 и У9). Температура закалки этих сталей равна 770—790°. Закалочная среда —масло. Отпуск пружин желательно проводить в соляной ванне при температуре 350—-420° с выдержкой в течение 5 мин. При термической обработке необходимо избегать обезуглероживания. Примерная твердость пружин равна HR С 44—48.
Высокоуглеродистые стали применяются также для изготовления инструментов. Марка 70, как инструментальная, в этом случае носит название У7А. Температура закалки этих сталей назначается в соответствии с диаграммой состояния железо — углерод. Температуры отпуска и твердость различного инструмента .приведены в табл. 12.
Таблица 12
Температуры отпуска и твердость различного инструмента
Вид инструмента	Марка стали	Температура отпуска °C	Твердость рабочей части HRC
Зубила, штампы	У7А	280—300	56—58
Матрицы для холодной штамповки, -пуансоны	У8А—У10А	200—220	60—62
Плашки, сверла, фрезы	У10А	220—240	59—61
Метчики	У10А—У12А	180—200	60—62
Развертки	У10А—У12 А	160—180	62—64
Резцы, напильники, мерительный инструмент	У12А—У13А	150—170	64—66
Необходимо отметить, что большое значение имеет прокаливаемость инструмента. Инструмент из углеродистой стали прокаливается только с поверхности, а сердцевина имеет непрокаленную мягкую структуру. Поэтому он менее хрупок и легче переносит толчки и удары, чем инструмент из стали со сквозной прокаливаемостью.
Глава II
ЧУГУНЫ
§ 1.	ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА
Чугунами называются сплавы железа с углеродом, содержащие углерода больше 2,0% (обычно от 2 до 4%). Углерод в чугунах может находиться в структурно-свободном состоянии в виде графита или в связанном состоянии в виде цементита. Различают белый чугун, серый и ковкий. Структурными составляющими чугунов являются: феррит, перлит и графит (у серых и ковких чугунов) или перлит, ледебурит и цементит (у белых чугунов).
Процесс графитизации чугуна, описанный Реомюром еще в 1722 г., до настоящего времени является предметом серьезного обсуждения. Одни считают, что графит выделяется непосредственно из жидкого чугуна во время кристаллизации и из аустенита. Другие утверждают, что из жидкого чугуна и из аустенита сначала выделяется цементит, который затем распадается с образованием графита.
На графитизацию чугуна существенное влияние оказывают углерод, кремний, никель, алюминий, медь и титан, которые ускоряют процесс. Такие же элементы, как хром, марганец, вольфрам, молибден, сера и кислород затрудняют графитизацию и способствуют получению сорбитообразного перлита.
Скорость охлаждения также влияет на графитизацию чугуна. При медленном охлаждении она происходит легче и полнее, при быстром охлаждении графитизация затруднена.
Графитизация чугуна зависит также от числа центров кристаллизации графита. Для увеличения числа центров кристаллизации в жидкий чугун перед его разливкой добавляют 0,4—0,6% магния и ферросилиций. При введении одного только магния получается белый чугун. Такое воздействие на графитизацию называется модифицированием чугуна.
Модифицированный магниевый чугун имеет глобулярную форму графита, что придает ему высокую прочность (ав=50—70 кГ/лш2).
Заметим, что цементит может распадаться уже при температуре 400—500°. С повышением температуры распад цементита ускоряется, а при температуре, близкой к 1130°, особенно в присутствии кремния, цементит распадается почти мгновенно по реакции
Fe3C-^3FeT(C)+C.
Чугун, кроме основных элементов (железа и углерода), содержит кремний, марганец, серу и фосфор, т. е. те же примеси, что и углеродистая сталь, но в больших количествах. Кроме того, в чугун часто вводят хром, никель, медь, вольфрам, молибден и другие элементы. Такие чугуны называются легированными.
§ 2.	КЛАССИФИКАЦИЯ ЧУГУНОВ ПО СТРУКТУРЕ
По структуре белые, серые и ковкие чугуны резко отличаются друг от друга.
Белый чугун имеет структуру перлита, ледебурита и цементита. Почти весь углерод в белом чугуне находится в связанном состоянии в виде цементита, который может быть эвтектического, вторичного и эвтектоидного происхождения. В изломе белый чугун имеет матово-белый цвет, поэтому он и получил название белого.
Серый чугун характеризуется наличием графита, который при исследовании под микроскопом имеет вид чешуек (прожилок). В изломе серый чугун имеет темно-серый цвет. По виду излома он и получил название— серого. В зависимости от степени графитизации различают:
174
серый перлитный чугун, серый перлитно-ферритный чугун и серый ферритный чугун.
Серый перлитный чугун получается, если первичный и вторичный цементит полностью распадается при графитизации. Структура серого перлитного чугуна — перлит и графит (рис. 207). Химический анализ такого чугуна показывает, что связанного углерода содержится около 0,8%, а остальной углерод (обычно около 1,5—3,0%) находится в структурно-свободном состоянии в виде графита. Такой чугун с небольшим количеством графита называется сталистым чугуном.
Если количество связанного углерода будет больше 1%, то структура такого чугуна будет состоять из перлита, цементита и графита.
Рис. 207. Микроструктура серого перлитного чугуна: перлит и графит. Х450
Рис 208 Различные режимы отжига белого чугуна для получения ковкого чугуна (схема)
Такой чугун называют половинчатым, так как он является промежуточным между серым перлитным чугуном и белым.
Серый перлито-ферритный чугун получается, если графитизации частично подвергается и цементит перлита, в результате чего связанного углерода остается меньше 0,8%. Структура серого перлито-ферритного чугуна — перлит, феррит и графит.
Серый ферритный чугун получается, если графитизация прошла до конца, т. е. весь цементит распался и не осталось связанного углерода. Следовательно, структура серого ферритного чугуна — феррит и графит,
Ковкий чугун так же, как и серый, в структуре имеет графит. Разница состоит лишь в том, что графит ковкого чугуна имеет хлопьевидную округлую форму, а графит серого чугуна — чешуйчатую, пластинчатую.
Ковкий чугун получается в результате длительного отжига белого чугуна. Процесс получения ковкого чугуна называется томлением. Во время томления образуется графит округлой формы, называемый углеродом отжига. Различают ковкий перлитный и ковкий ферритный чугуны.
Ковкий перлитный чугун получается в результате длительной выдержки при температуре 900° и последующего быстрого охлаждения, особенно в интервале температур 750—760° (рис. 208, линия 1). Детали, отлитые из белого чугуна, загружаются в ящики с железной рудой (окислителем) и нагреваются. Прогрев ящиков и выдержка для графитизации первичного цементита продолжаются около 150 час. Структура ковкого перлитного чугуна — перлит и графит округлой формы (рис. 209).
Ковкий ферритный чугун получается в результате длительной выдержки при температуре 930—950°и последующего медленного охлаждения до 550—600°. Особенно медленно надо вести охлаждение в интер
175
вале 700°, чтобы произошла графитизация эвтектоидного цементита (см. рис. 208, линия 2). Вся операция продолжается около 120 час. Структура ковкого ферритного чугуна — феррит и графит округлой формы.
Режим ускоренного метода получения ковкого ферритного чугуна схематически показан на рис. 208, линией 3. При ускоренном процессе, после окончания первой стадии графитизации первичного цементита при
Рис. 209. Микроструктура ковкого перлитного чугуна: перлит и графит округлой формы.
X 450
Рис. 210. Микроструктура ковкого ферритного чугуна, полученного ускоренным методом: мелкие зерна феррита и мелкие включения графита. X 450
температуре 930—950°, проводится сравнительно быстрое охлаждение до температуры порядка 600°. Затем температура повышается примерно до 730°, что на 20—30° ниже точки перлитного превращения, и чугун выдерживается до полного завершения второй стадии графитизации вторичного и эвтектоидного цементита. Получение ковкого ферритного чугуна ускоренным методом продолжается 30—35 час.
Характерной особенностью микроструктуры ковкого ферритного чугуна, полученного ускоренным методом, является его мелкозернистость (рис. 210).
§ 3.	СВОЙСТВА И ПРИМЕНЕНИЕ ЧУГУНА
Чугун характеризуется весьма низкими механическими свойствами при испытании на растяжение. При испытании на сжатие свойства чугуна оказываются практически очень близкими к свойствам стали.
Наличие графитных включений облегчает обработку резанием, быстро гасит вибрацию и резонансные колебания, делает чугун хорошим антифрикционным материалом, почти нечувствительным к надрезам, царапинам и другим дефектам поверхности. В табл. 13 приведен состав, а в табл. 14 — свойства различных марок чугунов, применяемых в авиастроении.
Чугун ПЧИ идет для изготовления маслот и индивидуальных отливок поршневых и маслосборочных колец, а чугун ХНВ— для поршневых колец многоступенчатых компрессоров авиадвигателей. Верхние компрессионные поршневые кольца хромируются. Для поршневых колец, изготовляемых из чугуна ПЧИ, допускается работа при температуре 350°, а из чугуна ХНВ — при 400°.
Микроструктура чугуна ПЧИ и ХНВ—-перлит, графит и фосфидная эвтектика.
Антифрикционный ковкий чугун ЧМ1,3 применяется для трущихся и опорных частей деталей самолетов, агрегатов и приборов, втулок, под-
176
Таблица 13
Состав чугунов, применяемых в авиации
Наименование	Марка	Содержание элементов в % (среднее)											
		а о О	Ссвяз	сл	С S	О		О	£	3 и	§	S	Р
Перлитный серый	ПЧИ	3,85	0,8	2,6	0,75	<0,2	<0,4	—	—	—	—	<0,1	0,75
Легированный серый	ХНВ	3,0	0,8	1,65	0,95	0,45	1,0	0,15	0,65	—	—	<0,1	0,55
Антифрикционный ковкий	ЧМ1,3	2,65	0,6	0,8	0,9	<0,15	—	—	—	1,25	—	<0,08	<0,2
Фрикционный термостойкий	ЧНХМ	3,5	—	1,95	0,8	0,3	1,1	0,35	—	—	—	<0,1	<0,3
Жаростойкий	чя	2,75	—	2,0	0,85	2,0	15,5	—	—	7,25	—	<0,08	<0,3
Высокопрочный магниевый	мн	3,3	—	2,7	0,9	—	<2,0	—	—	—	0,06	<0,03	<0,15
Таблица 14
Свойства чугунов, применяемых в авиации
Д1арка	Вид полуфабриката	Состояние	Механические свойства (не менее)			
			св кГ/мм*	В %	Йн кГ-м]смЪ	НВ кГ/ммЗ
ПЧН	Индивидуальное литье	Состаренное	—	—	—	241—268
ХНВ	Литье в песчаную форму		—	—	—	241—268
ЧМ1,3	Литье в кокиль	Отожженное на перлит с ферритом	45	1,5	—	187—262
ЧНМХ	Литье в биметаллические тормозные барабаны	Отожженное при 550—600°	25	0,5	0,2	170—255
чя	Фасонное литье	Литое без отжига	18	2	0,4	120—197
мн	То же	Литое или отожженное	50	2	1,5	170—320
пятников, поршневых и уплотнительных колец, поршневых демпферов шасси, червячных гаек шпинделей и прочих деталей, работающих со смазкой при статической и динамической нагрузках. В литом виде чугун является белым, после отжига — ковким. Отжиг проводится при температуре 1000—1050° в течение 3—15 час. В результате отжига получается перлит, феррит (до 20%) и графит отжига.
Для защиты от коррозии готовые детали из чугуна ЧМ1,3 рекомендуется оцинковывать.
Термостойкий чугун ЧНМХ применяется для изготовления корпусов газосборника турбин реактивного двигателя, фрикционных дисков и биметаллических тормозных барабанов авиационных колес всех типов. После заливки барабаны подвергают отжигу при температуре 550—600° в течение 3—5 час. Для защиты от коррозии тормозные барабаны под
12	3354
177
вергаются цинкованию. На рис. 211 показан корпус газосборника турбины реактивного двигателя, отлитый из чугуна ЧНМХ.
Жаростойкий чугун ЧЯ применяется для изготовления направляющих втулок клапанов, шаровых соединений выхлопных труб, поршней и втулок приборов и цилиндров насосов.
Рис. 211. Корпус газосборника турбины реактивного двигателя, отлитый из чугуна ЧНМХ
Высокопрочный магниевый чугун МН плавится в вагранке или в электропечи; отливка производится в песчаную форму. В ковше перед разливкой чугун модифицируется магниевоникелевой лигатурой. В структуре должно быть 10—30% феррита, получаемого при литье или путем отжига. Применяется он для изготовления фрикционных дисков, антифрикционных втулок и направляющих втулок клапанов, поршневых и уплотнительных колец, матриц для холодного прессования алюминия, червячных гаек.
Глава III
ОБЩИЕ СВЕДЕНИЯ О ВЛИЯНИИ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
§ 1.	ПОНЯТИЕ О ЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ
Легированными называются стали, в которые введены специальные элементы, заметно изменяющие их свойства.
Элементы, специально вводимые в сталь, называются легирующими. К ним относятся: хром, никель, марганец, кремний, вольфрам, молибден, ванадий, кобальт, титан, ниобий, алюминий, азот, бор, цирконий, тантал, медь и др.
Таким образом, всякая легированная сталь, кроме основных элементов (железа и углерода) и постоянных примесей, содержит легирующие элементы, которые придают ей определенные механические и физико-химические свойства. Свойства стали в результате ее легирования из-
178
меняются в зависимости от количества введенных легирующих элементов и характера их взаимодействия с основными элементами стали — железом и углеродом.
§ 2.	ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ С ЖЕЛЕЗОМ
Легирующие элементы образуют с железом твердые растворы и химические соединения. Твердые растворы замещения неограниченной растворимости образуют с у-железом никель и кобальт, а с а-железом — только хром и ванадий. При дальнейшем медленном охлаждении непрерывные твердые растворы этих двойных систем в определенном интервале концентраций образуют химические соединения FeNis, FeCo, FeCr и FeV. Марганец, вольфрам, молибден, титан, ниобий, алюминий и цирконий образуют с железом твердые растворы замещения ограниченной растворимости, причем, если количество введенных элементов превышает их предел растворимости в железе, то легирующие элементы образуют с железом химические соединения
Твердые растворы внедрения с железом образуют углерод, бор и азот. Растворимость этих элементов в железе измеряется десятыми и сотыми долями процента.
Как показал И. И. Корнилов, элементы, атомные радиусы которых отличаются от атомного радиуса железа не более чем на 8%, образуют с железом твердые растворы замещения неограниченной растворимости.
Элементы, атомные радиусы которых отличаются от атомного радиуса железа на величину от 8 до 15%, образуют с железом твердые растворы замещения ограниченной растворимости, причем растворимость этих элементов в железе уменьшается с увеличением разницы в атомных радиусах.
Элементы, атомные радиусы которых отличаются от атомного радиуса железа больше чем на 20%, т е. обладают большими атомными радиусами, не только не образуют с железом твердых растворов, но и не смешиваются с ним даже в расплавленном состоянии.
Элементы, атомные радиусы которых составляют 63% и меньше атомного радиуса железа, т. е. обладают малыми атомными радиусами, образуют с железом твердые растворы внедрения, причем растворимость этих элементов в железе уменьшается с увеличением их атомного радиуса.
При образовании твердых растворов атомы легирующих элементов искажают симметрию электрического поля атомно-кристаллической решетки железа, что вызывает изменение свойств сплава, особенно физических и химических.
Образование химических соединении между атомами железа и атомами легирующих элементов вызывает изменения механических, физических и химических свойств.
§ 3	ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ПОЛИМОРФИЗМ ЖЕЛЕЗА
Легирующие элементы, вступая во взаимодействие с железом, влияют на его полиморфное превращение. Они расширяют или сужают область у-твердых растворов, т. е. понижают или повышают критические точки А3 и А4. Влияние легирующих элементов на полиморфизм железа схематически показано на рис. 212—215.
Fla рис. 212 показана схема диаграммы состояния с расширенной областью у-твердых растворов и неограниченной растворимостью. Таким типом диаграмм состояния обладают сплавы железа с марганцем, никелем и кобальтом.
На рис. 213 приведена схема диаграммы состояния с расширенной областью у-твердых растворов и ограниченной растворимостью. При известных концентрациях легирующего элемента в сплавах с железом
12*
179*
образуются химические соединения. Таким типом диаграмм характеризуется состояние сплавов железа с углеродом, азотом и медью.
На рис. 214 показана схема диаграммы состояния с замкнутой областью у-твердых растворов и неограниченной растворимостью в а-твер
Рис. 212. Диаграмма состояния железо — легирующий элемент с расширенной областью у-твер-дых растворов и неограниченной растворимостью (схема)
Рис. 213. Диаграмма состояния железо—легирующий элемент с расширенной областью у-твер-дых растворов и ограниченной растворимостью (схема)
дом растворе. Этот тип диаграмм соответствует сплавам железа с хромом и ванадием.
На рис. 215 показана схема диаграммы состояния с замкнутой областью у-твердых растворов и ограниченной растворимостью в a-твердом растворе. При достижении предельной растворимости легирующего элемента в a-твердом растворе образуются химические соединения, возникают гетерогенные области. Таким типом диаграмм состояния обла
Рис. 214. Диаграммы состояния железо — легирующий элемент с замкнутой областью у-твердых растворов и неограниченной растворимостью в а-твер-дом растворе (схема)
Рис. 215. Диаграмма состояния железо — легирующий элемент с замкнутой областью у-твердых растворов и ограниченной раство римостью в a-твердом растворе (схема)
дают сплавы железа с алюминием, кремнием, вольфрамом, молибденом, бериллием, титаном, ниобием и танталом.
Сплавы, состояние которых характеризуется диаграммой, изображенной на рис. 212, принято называть аустенитными, на рис. 213 — полу-аустенитными, на рис. 214 — ферритными и на рис. 215 — полуферрит-ными.
180
§ 4.	ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ С УГЛЕРОДОМ
По отношению к углероду легирующие элементы можно разделить на две основные группы:
1)	элементы, не образующие карбидов (никель, кремний, кобальт, алюминий, медь);
2)	элементы, образующие карбиды (хром, марганец, вольфрам, молибден, ванадий, титан, ниобий, тантал, цирконий, гафний). Эти элементы с углеродом дают устойчивые простые или сложные карбиды.
Простыми карбидами называются химические соединения типа Fe3C, Мп3С, Сг7Сз, сложными, или двойными, карбидами — химические соединения типа Fe3Mo3C, Fe3W3C и т. д.
Карбиды в сталях образуются только металлами, расположенными левее железа в периодической системе Д. И. Менделеева. Эти металлы, так же как и железо, относятся к элементам переходных групп, но имеют менее достроенную (/-электронную оболочку. Чем левее расположен карбидообразующий элемент в периодической системе, тем менее достроена его (/-оболочка. У железа на (/-оболочке находится шесть электронов, у марганца, хрома и молибдена — по пять, у вольфрама и ниобия —по четыре, у ванадия—-три, а у циркония и титана — по два.
Установлено, что в процессе карбидообразования углерод отдает свои валентные электроны на заполнение (/-электронной оболочки атома металла, в то время как у металла валентные электроны образуют металлическую связь, обусловливающую металлические свойства карбидов. С другой стороны, доказано, что чем левее расположен металл в периодической системе, т. е. чем менее достроена у него (/-электронная оболочка, тем более устойчивым является карбид.
Этим объясняется повышение устойчивости карбидов от железа к титану, а также и то обстоятельство, что кобальт с семью (/-электронами и никель с восемью (/-электронами не образуют карбидов.
Карбиды, образованные легирующими элементами, обладают высокой твердостью и хрупкостью. Однако по отношению к карбиду железа Fe3C они являются менее хрупкими и более твердыми.
При содержании углерода в стали в количестве, недостаточном для образования карбидов со всеми присутствующими карбидообразующими элементами, карбиды будут образовываться с теми элементами, которые обладают наибольшим химическим средством с углеродом. Элементы с малым химическим сродством к углероду останутся в этом случае в твердом растворе или в виде других металлических соединений.
Учитывая степень химического сродства легирующих элементов к углероду, можно написать ряд: Fe, Мп, Cr, Mo, W, Nb, V, Та, Zr, Ti.
Элементы, расположенные в начале ряда (Fe, Мп и т. д.), образуют менее устойчивые карбиды; при нагревании они легко диссоциируют. Элементы, лежащие в конце ряда (Zr, Ti), образуют более устойчивые карбиды; диссоциация их наблюдается лишь при температурах, значительно превышающих критические точки стали.
В настоящее время установлено, что в сталях могут образовываться карбиды, основные сведения о которых даны в табл. 15.
По структуре карбиды легирующих элементов можно разделить на две группы.
Карбиды первой группы имеют сложную кристаллическую решетку, в узлах которой расположены атомы металла и атомы углерода. Типичным представителем карбидов первой группы является цементит, кристаллическая решетка которого была показана на рис. 62. К этой группе относятся Fe3C, Мп3С, СгтС3, СггзСб, Fe3Mo3C, Fe3W3C.
Карбиды второй группы имеют простую кристаллическую решетку и представляют собой фазы внедрения. Типичным представителем карбидов второй группы является карбид титана, кристаллическая решет-
181
Табл ица 15
Основные данные о карбидах
Металл	Отношение атомных радиусов гс Gi	Стехиометрическая форму-ла	Тип решетки	Параметры решетки о А	Температура плавления или диссоциации в °C
Fe	0,61	Fe3C	Орторомбическая призма	о=4,518 6=5,069 с =6,736	1650
Мп	0,60	Мп3С	Орторомбическая призма	—	1520
Сг	0,60	Сг7С3	Гексагональная	с=13,98 с/о=0,324	1680 (диссоциация)
		Сг23С6	Кубическая гранецентрированная	о=10,63	1550 (диссоциация)
Мо	0,56	Мо2С	Гексагональная	о=3,002 с/о=1 574	2690 (диссоциация)
		Fe3Mo3C	Кубическая	о=11,05	—
W	0,55	WC	Гексагональная	о=2,900 с/о=0,971	2600 (диссоциация)
		W2C	Г ексагональная	о=2,986 с/о=1,578	2750
		Fe3W3C	Кубическая	о=11,03	—
Nb	0,53	NbC	Кубическая гранецентрированная	с=4,572	3500
V	0,57	VC	Кубическая гранецентрированная	а=4,182	2830
Та	0,52	TaC	Кубическая гранецентрированная	я=4,456	3880
		T a2C	Гексагональная	0=3,1142 с/о=1,5917	3400 (диссоциация)
Zr	0,48	ZrC	Кубическая гранецентрированная	о=4,687	3175
Ti	0,53	TiC	Кубическая гранецентрированная	с=4,32	3250
ка которого состоит из двух кубических гранецентрированных решеток, вставленных одна в другую и смещенных вдоль пространственной диагонали элементарной ячейки на половину ее длины. Одна из этих решеток построена из атомов титана, вторая — из атомов углерода (см. рис. 33). К этой группе относятся следующие карбиды: Мо2С, WC, W2C, NbC, VC, ТаС, Та2С, ZrC, TiC.
Необходимо отметить, что карбиды второй группы трудно растворимы в аустените, т. е. при нагреве стали даже до очень высоких температур, они могут не перейти в твердый раствор. В этом их отличие от карбидов первой группы, которые при нагреве стали легко растворяются в аустените.
Особенностью строения карбидов второй группы (фаз внедрения) является то, что они кристаллизуются со значительным недостатком
182
углерода против стехиометрического состава. Например, в карбиде ванадия VC содержится не 50, а всего лишь 30—35 атомн. % углерода. Фазы внедрения могут растворять металлы путем замещения мест, занятых металлом. В результате этих реакций образуются твердые растворы на основе карбидов. Такими твердыми растворами карбидов являются легированный цементит типа (Fe, Cr)3C, (Fe, Мп)3С, хромистый карбид типа (Cr, Fe)7C3, (Сг,Ре)23С6 и др. Необходимо еще отметить, что карбиды, имеющие одинаковую химическую формулу, взаимно растворяются друг в друге, а при наличии в стали, например, и титана и ниобия будут образовываться не два различных, а один общий карбид, в котором будет на равных основаниях и титан и ниобий.
Если принять атомный радиус углерода, равный 0,79 А, то легко подсчитать, что у всех карбидообразующих элементов, кроме железа, марганца и хрома, отношение атомного радиуса углерода гс к атомному радиусу металла гм меньше 0,59.
Следовательно, карбидообразующие элементы в определенном соотношении в зависимости ют их содержания и содержания углерода распределяются между различными фазами; они растворяются в цементите, образуют самостоятельные карбиды и растворяются в железе.
§ 5.	ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА КРИТИЧЕСКИЕ
ТОЧКИ СТАЛИ
Большинство легирующих элементов изменяют температуру эвтектоидного превращения. Элементы, сужающие область у-твердых растворов, повышают
се, а элементы, расширяющие область у-твердых растворов—понижают (рис. 216).
Содержание легирующих элементов в %
Рис. 216. Влияние легирующих элементов на температуру эвтектоидного превращения
Рис. 217. Влияние легирующих элементов на положение точек S и Е диаграммы состояния железо — углерод
Большинство легирующих элементов точку S и точку Е диаграммы железо — углерод сдвигают влево, это приводит к уменьшению содержания углерода в перлите и понижает растворимость углерода в аустените (рис. 217).
183
Наиболее сильное влияние на точки 5 и Е оказывают титан, молибден, вольфрам, кремний, т. е. элементы, которые сужают область у-твердых растворов.
При некотором содержании одного из этих легирующих элементов точки S и Е оказываются сдвинутыми влево в такой степени, что даже при концентрации углерода порядка нескольких десятых процента в структуре стали может наблюдаться вторичный цементит или даже ледебурит, который в железоуглеродистых сплавах появляется лишь в том случае, если содержание углерода больше 2,0%.
§ 6.	ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА РОСТ ЗЕРНА АУСТЕНИТА
Все легирующие элементы, за исключением марганца, уменьшают склонность аустенита к росту зерна при нагреве стали. Элементы, не образующие карбидов (никель, кобальт, кремний, медь и алюминий), относительно слабо влияют на эту склонность. Карбидообразующие элементы (хром, вольфрам, молибден, ванадий, ниобий и титан) сильно препятствуют росту зерна аустенита. Полагают, что не растворенные в аустените карбиды механически препятствуют росту зерна аустенита. Наблюдения показывают, что зерно аустенита начинает заметно расти лцшь после того, когда основная масса карбидов растворится в аустените. Поэтому сталь при наличии хотя бы небольшого количества нерас-творившихся карбидов сохраняет мелкозернистое строение и при термической обработке такие стали не боятся перегрева.
Аналогично карбидообразующим элементам на уменьшение роста зерна аустенита оказывают влияние элементы, образующие устойчивые окислы: особенно эффективно действует окисел алюминия А120з.
§ 7.	ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ИЗОТЕРМИЧЕСКИЙ РАСПАД АУСТЕНИТА И ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ
Легирующие элементы существенно влияют на изотермический распад аустенита. Исследованиями С. С. Штейнберга и его учеников было
Время в секундах
Рис. 218. Диаграммы изотермического превращения аустенита углеродистой и легированной сталей (схема)
Прокаливаемость стали находится в
показано, что все легирующие элементы, кроме кобальта, сдвигают диаграмму изотермического превращения вправо (рис. 218), т. е. увеличивают время инкубационного периода.
Молибден, марганец и хром действуют особенно резко, никель, вольфрам и медь более умеренно, кремний и алюминий влияют незначительно.
Карбидообразующие элементы не только качественно, но и количественно
изменяют кинетику превращения аустенита. При изо-
термическом распаде в интервале температур 400— 500° аустенит обладает очень большой устойчивостью.
прямой зависимости от устой-
чивости переохлажденного аустенита. Совершенно очевидно, что чем
184
больше сдвинута диаграмма изотермического превращения аустенита вправо, тем больше прокаливаемость стали. Следовательно, все легирующие элементы, за исключением кобальта, увеличивают прокаливаемость. Особенно сильно увеличивают прокаливаемость молибден, марганец, хром и никель.
Необходимо отметить, что карбидообразующие элементы увеличивают прокаливаемость стали только в том случае, если карбиды этих элементов растворены в аустените. Такими элементами являются титан, ванадий и вольфрам.
На прокаливаемость очень сильное влияние оказывает бор, тысячные доли процента бора (0,001—0,003%) заметно увеличивают прокаливаемость стали.
§ 8.	ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ
Большинство легирующих элементов снижает температуру мартенситного превращения и увеличивает количество остаточного аустенита.
На рис. 219 и 220 приведены диаграммы, показывающие влияние легирующих элементов на температуру начала мартенситного превращения (точку А1Н) и на количество остаточного аустенита стали, содержащей 0,75—1,0% углерода.
Рис. 219. Влияние легирующих элементов на температуру мартенситного превращения (В. Д. Садовский и др.)
Рис. 220. Влияние легирующих элементов на количество остаточного аустенита (В. Д. Садовский и др.)
Из приведенных диаграмм видно, что температуру мартенситного-превращения резко снижают марганец, хром, никель, ванадий, молибден, медь, т. е. элементы, дающие открытую область у-твердых растворов, и карбидообразующие элементы, дающие замкнутую область у-твердых растворов. При достаточно большом содержании этих элементов температура мартенситного превращения снижается ниже 0°. В этом случае переохлажденный до нормальной температуры аустенит не распадается, охлаждение при закалке фиксирует аустенит.
185
§ 9.	ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ ОТПУСКЕ
Легирующие элементы затрудняют превращения, происходящие в закаленной стали при отпуске. Они делают сталь более устойчивой,
Рис. 221. Влияние температуры отпуска на твердость углеродистой и молибденовой сталей
повышают температуру превращения, оказывают влияние на диффузионные процессы, связанные с выделением и коагуляцией карбидов.
Если карбидообразующие элементы присутствуют в стали и образуют карбиды типа Сг7С3, Мо2С и т. п., то при отпуске такой стали твердость ее до 450—550° почти не изменяется. Только при температуре 450—550° начинается выделение карбидов, причем этот процесс сопровождается повышением твердости (рис. 221). Происходит это потому, что в результате выделения карбидов остаточный аустенит обедняется легирующими элементами и при последующем охлаждении с температуры отпуска он пре-
терпевает мартенситное превращение. При дальнейшем повышении температуры отпуска твердость снижается, происходит коагуляция карбидов.
Легирующие элементы, не образующие карбидов (никель, кремний и др.), не влияют на характер изменения твердости при отпуске закаленной стали.
§ 10.	ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА СВОЙСТВА ФЕРРИТА
Легирующие элементы, растворяясь в феррите, изменяют его свойства. Отличаясь от атомов железа размерами и строением, атомы легирующих элементов при растворении создают напряжения в кристаллической решетке железа и вызывают изменения ее параметров. Легирующие элементы, имеющие больший атомный радиус (вольфрам, молибден, хром, марганец), чем у железа, увеличивают параметр кристаллической решетки и, наоборот, имеющие меньший атомный радиус (кремний, кобальт), чем у железа, уменьшают его.
Изменение размеров кристаллической решетки железа вызывает существенное изменение механических свойств, коэффициента линейного расширения, электросопротивления, магнитной индукции, коэрцитивной силы, магнитной проницаемости и других свойств феррита.
На рис. 222 и 223 показано влияние легирующих элементов на твердость и ударную вязкость медленно охлажденного феррита, содержащего менее 0,02% углерода. Из приведенных кривых видно, что слабее всех упрочняют феррит легирующие элементы, изоморфные а-железу (хром, молибден, вольфрам), сильнее всех — элементы, имеющие атомно-кристаллическую решетку, отличную от a-железа (марганец, никель, кремний). Вязкость феррита снижают молибден, вольфрам, марганец и кремний. Чем больше различие в размерах атомных радиусов железа и легирующих элементов, тем сильнее легирующие элементы снижают вязкость и пластичность феррита.
Наиболее ценным элементом является никель. Он повышает прочность феррита без снижения его вязкости и пластичности, тогда как другие элементы, если и не снижают вязкость, то слабо повышают твер
186
дость и прочность (хром), либо сильно повышают прочность, резко снижая вязкость (марганец, кремний).
Влияние легирующих элементов на механические свойства сталей обусловлено не только самим фактом присутствия легирующих элемен
Рис. 222. Влияние легирующих элементов на твердость феррита
Содержание легирующих элементов в %
Рис. 223. Влияние легирующих элементов на ударную вязкость феррита
тов в твердом растворе феррита, но и их влиянием на микроструктуру. Например, хром, мало влияя на свойства стали с ферритной структурой, резко повышает прочность и твердость стали с мартенситной структурой
Глава IV
КОНСТРУКЦИОННЫЕ НИЗКО- И СРЕДНЕЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ
§ 1.	КЛАССИФИКАЦИЯ И МАРКИРОВКА ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ
Легированные стали классифицируют: по химическому составу, микроструктуре, применению и количеству легирующих элементов.
По химическому составу различают: низкоколегированные стали с общим содержанием легирующих элементов не выше 2,5%; среднелегированные стали с общим содержанием легирующих элементов от 2,5 до 10% и высоколегированные стали с общим содержанием легирующих элементов выше 10%.
По микроструктуре легированные стали делят па классы. Класс стали определяется по структуре после нормализации образцов небольшого сечения (0 25 мм). Различают три основных класса: перлитный, мартенситный и аустенитный.
Перлитную (сорбитную, троститную) структуру после нормализации приобретают стали, содержащие небольшое количество легирующих элементов; такие стали относят к перлитному классу.
Мартенситную структуру после нормализации приобретают стали, содержащие большое количество легирующих элементов; такие стали относят к мартенситному классу.
187
И, наконец, у сталей, содержащих наибольшее количество легирующих элементов, при охлаждении на воздухе превращений с аустенитом не происходит; такие стали относят к аустенитному классу.
Каждый из указанных классов целесообразно связать с диаграммой изотермического превращения аустенита (рис. 224). Для сталей перлитного класса кривая охлаждения при нормализации пересекает диаграмму изотермического превращения в области высоких температур и структура получается перлитная (сорбитная, троститная).
Для сталей мартенситного класса диаграмма изотермического превращения сдвинута вправо, а мартенситная точка смещена вниз. Кривая охлаждения при нормализации с диаграммой изотермического превращения не пересекается, и аустенит переохлаждается до мартенситной точки.
Рис. 224. Диаграммы изотермического превращения аустенита для трех классов стали (схема)
Для сталей аустенитного класса диаграмма изотермического превращения сдвинута еще больше вправо, а мартенситная точка лежит ниже 0°. При охлаждении таких сталей структурных превращений не происходит, аустенитная структура сохраняется до комнатной температуры. Мартенситное превращение у этих сталей может быть вызвано охлаждением до отрицательных температур (до температуры мартенситного превращения).
Стали, содержащие большое количество карбидообразующих элементов, при достаточно высоком содержании углерода могут быть выделены в особый четвертый класс—карбидный. Структура сталей карбидного класса состоит из основного структурного фона (перлита, мартенсита, аустенита) и избыточных карбидов.
Стали, содержащие большое количество ферритообразующих элементов при малом содержании углерода, могут быть выделены-в ферритный класс (см. рис. 214).
По применению легированные стали делят на три группы.
Конструкционные стали (цементуемые и улучшаемые) для изготовления деталей машин.
Инструментальные стали, применяемые для изготовления различного инструмента. Эта группа сталей объединяет: 1) углеродистую инструментальную, 2) легированную инструментальную, 3) штамповую и 4) быстрорежущую.
Стали с особыми свойствами. К таким сталям относятся: 1) коррозионностойкие и кислотоупорные; 2) жаропрочные и жаростойкие, 3) износостойкие, 4) с особым тепловым расширением, 5) с особыми магнитными свойствами, 6) высокого электросопротивления и т. д.
В зависимости от того, какие легирующие элементы вводятся, сталь приобретает название никелевой, хромистой, хромоникелевой, хромоникельвольфрамовой и т. п.
188
Для обозначения марок сталей по ГОСТу принята буквенно-цифровая система. Буквами обозначают легирующие элементы:
хром — X; никель —Н; кобальт— К; молибден — М; вольфрам — В;
титан — Т; ниобий — Б, кремний — С; марганец — Г; ванадий — Ф;
алюминий — Ю;
бор — Р;
медь — Д;
фосфор — П
Цифрами показывают содержание углерода и легирующих элементов. Первые две цифры в начале обозначения марки показывают среднее ^одержание углерода в сотых долях процента, Цифры, стоящие после буквы, показывают примерное содержание легирующего элемента в процентах. Например, сталь 12Г2А в среднем содержит: 0,12% углерода, 2,0% марганца. Буква А показывает, что сталь чиста по сере и по фосфору.
Если содержание легирующего элемента меньше или около 1%, то цифры не ставятся. Например, сталь ЗОХГСА в среднем содержит 0,30% углерода, 1,0% хрома, 1,0% марганца, 1,0% кремния
В ряде случаев для сокращения числа знаков в обозначении цифры не пишутся. Например, сталь 18ХНВА в среднем содержит: 0.18% углерода, 1,5% хрома, 4,5 % никеля, 1,0% вольфрама. По принятой системе она должна была бы обозначаться не 18ХНВА, а 18Х2Н4ВА.
Стали, выплавляемые на заводе «Электросталь», помимо стандартного обозначения, имеют еще в начале марки букву Э (ЭХ12М, 330ХГСА и т. д.).
Некоторые легированные стали до маркировки по ГОСТу были выделены в особые группы. В настоящее время, несмотря на наличие установленных ГОСТом марок, эти стали иногда обозначаются по старому, буквами:
хромистые коррозионностойкие стали	— Ж;
хромоникелевые коррозионностойкие	стали — Я;
быстрорежущие	— Р;
шарикоподшипниковые	— Ш;
магнитные	— Е
и следующими за ними цифрами. Например, хромоникелевая коррозионностойкая сталь, содержащая в среднем 0,1% углерода, 18% хрома и 9% никеля, обозначается по ГОСТу Х18Н9Т, а по старому — Я1Т.
Новые марки, принимаемые заводом «Электросталь» к опытному производству, получают наименование ЭИ или ЭП и последующий порядковый номер, например ЭИ481, ЭИ617, ЭИ929, ЭП126 и т. д. По мере внедрения этих сплавов в серийное производство их маркируют по ГОСТу. Так, жаропрочная сталь ЭИ481 обозначается по ГОСТу как 4Х12НЗГ8МФБ, а жаропрочный сплав на никелевой основе ЭИ617 как ХН70ВМТЮ и т. п.
§ 2.	НИКЕЛЕВЫЕ СТАЛИ
Никель имеет кубическую гранецентрированную решетку с параметром 3,51 А, близким к параметру у-железа (3,64А). Сплавы железа с никелем после затвердевания имеют структуру у-твердого раствора (см. рис. 212). Повышая точку А4 и снижая точку As, никель расширяет и дает открытую область у-твердых растворов. В у-железе никель растворяется в неограниченном количестве, а в a-железе —в ограниченном. С железом никель образует металлическое соединение FeNis, которое при температуре 612° выделяется из твердого раствора при медленном охлаждении сплава, содержащего 75% никеля и 25% железа.
189
С углеродом устойчивых соединений никель не образует.
Никель понижает критические точки Ас , Аг и температуру мартенситного превращения, увеличивает устойчивость аустенита при изотермическом превращении и прокаливаемость стали, затрудняет диффузию углерода и процесс коагуляции цементита при отпуске. Отпуск никеле* вых сталей перлитного класса при температуре 400—450° дает хорошее сочетание прочности и вязкости.
Влияние никеля на механические свойства стали перлитного класса сказывается главным образом после закалки и отпуска. Сравнивая влияние никеля на механические свойства стали с влиянием других легирующих элементов, можно сказать, что никелевая сталь является наиболее вязкой.
На рис. 225 представлена структурная диаграмма никелевых сталей.
Из диаграммы видно, что никелевые стали в зависимости от содержания углерода и никеля после нормализации имеют различную структуру. При малых количествах никеля сталь имеет перлитную структуру (феррит с перлитом или перлит с цементитом). С увеличением содержания никеля стали приобретают мартенситную структуру. И, наконец, при большом содержании никеля стали после нормализации сохраняют аустенитную-структуру.
Из диаграммы видно, что между перлитным и мартен-
0	0,2 0,Ь 0,6 08 1,0 1,2 7,4 1,6 1,8
%С
Рис. 225. Структурная диаграмма никелевых сталей
ситным, а также между мартенситным и аустенитным классами существуют переходные структуры: в первом случае — сорбит, тростит и мартенсит, во втором — мартенсит с аустенитом.
Никелевые стали перлитного класса получили распространение в машиностроении для деталей, подвергающихся ударным и сложным переменным нагрузкам.
В авиационной промышленности находит применение цементуемая сталь марки 13Н5А, которая в среднем содержит 0,13% углерода и 4,75% никеля. После цементации при температуре 900—920° сталь подвергается закалке с 760—800° в масле и отпуску при 150—170° в течение 3 час, после чего она имеет следующие механические свойства: Св = 95 кГ/мм2, 6=11%, сн=10 кГ-м/см2 и //В = 277—365 кГ/мм2. Применяется эта сталь для изготовления кулачковых шайб, валиков и приводов. Сталь 13Н5А рекомендуется заменять сталями 16ХГТА и 15Х2ГН2ТРА не только из-за большего количества остаточного аустенита в цементованном слое, но и из-за экономии никеля.
Высоконикелевые сплавы обладают особыми свойствами. Сплав, содержащий 36% никеля и 0,15—0,25% углерода, обладает минимальным тепловым коэффициентом линейного расширения и является практически не расширяющимся в интервале температур от —80 до +100°. Такой сплав называется инваром, что означает «неизменяющийся» (invariable). Инвар широко применяется в приборостроении для изготовления эталонов, деталей часовых механизмов, барографов и прочих приборов, которые с изменением температуры должны сохранять свои размеры.
Сплав, содержащий 46% никеля и около 0,15% углерода, имеет такой же коэффициент линейного расширения, как у платины и стекла.
190
Такой сплав называется платинитом и применяется вместо платины в качестве электродов в лампочках накаливания и т. д.
Сплавы, содержащие 22—34% никеля и 11—14% алюминия, обладают высокими магнитными свойствами. В этих сплавах можно получить коэрцитивную силу в 400—500 э при остаточной индукции 6000—7000 гс. Из этих сплавов изготовляют мощные магниты для авиационных приборов.
§ 3.	ХРОМИСТЫЕ СТАЛИ
Хром имеет кубическую объемноцентрированную решетку с парамет ром 2,87 А, близким к параметру а-железа (2,86 А). Все сплавы железа с хромом после затвердевания имеют структуру a-твердого раствора (см. рис. 214). Хром сужает и дает закрытую область у-твердых растворов. Предельное содержание хрома, при котором существует еще у-твердый раствор, равно 13%. При концентрации хрома от 30 до 65% из a-твердого раствора медленно охлажденных сплавов выделяется хрупкая немагнитная о-фаза. Основой этой фазы является металлическое соединение FeCr .
С углеродом хром образует карбиды Сг7С3 и Сг23С6. Кроме этих карбидов, существуют карбиды, в которых часть атомов хрома замещена атомами железа, так же как и в цементите часть атомов железа замещена атомами хрома. В карбиде (Cr, Fe)7C3 может быть замещено до 55 атомн. % хрома, а в (Cr, Fe)2sC6 — до 25 атомн. % хрома, в легированном цементите (Fe,Сг)3С может быть замещено до 15 атомн. % железа.
Хром, образуя соединения и с железом и с углеродом, распределяется между твердым раствором и карбидами (рис. 226).
В малохромистых и малоуглеродистых сталях хром находится главным образом в твердом растворе, а в высокохромистых и высокоуглеродистых сталях — в карбидах и о-фазе.
Хром повышает критические точки Ас и Ас^, что требует повышения температуры нагрева под закалку, отжиг и нормализацию. Но, с другой стороны, хром способствует росту зерна при нагреве, что усложняет термическую обработку. Хром уменьшает критическую скорость охлаждения при закалке и увеличивает устойчивость аустенита при изотермическом превращении, но уменьшает время полного распада его.
Распределение хрома между карбидами и твердым раствором влияет на прокаливаемость. Если хром находится в твердом растворе, прокаливаемость стали увеличивается. Если хром находится в карбидах, сталь не обладает повышенной прокаливаемостью.
При отпуске хромистые стали медленнее теряют твердость и прочность, чем углеродистые. Отпуск высокохромистой стали при температуре 450—550° вызывает некоторое повышение твердости, что объяс няется выделением мелкодисперсных карбидов хрома (аналогично карбидам молибдена, см. рис. 221).
Хромистые стали перлитного класса становятся хрупкими, если после отпуска они медленно охлаждались. Ударная вязкость .стали снижается в 2—3 раза. Поэтому хромистые стали после отпуска необходимо охлаждать быстро (в масле или воде).
Хром оказывает существенное влияние на механические и физико-химические свойства стали. Добавка хрома повышает твердость и прочность, не снижая пластичности стали. Однако увеличение содержания хрома выше 1,0—1,5% снижает ударную вязкость, но мало сказывается на поперечном сужении и относительном удлинении. Особенно резко хпом повышает твердость и прочность мартенсита
Хром значительно понижает теплопроводность, при содержании его в количестве 12—14% теплопроводность стали в два раза меньше теплопроводности чистого железа. Следует также помнить, что хром увели-
191
чивает сопротивляемость стали деформациям при высоких температурах, что затрудняет ее ковку.
Хром сильно влияет на электросопротивление стали. При содержании в железе 12% хрома электросопротивление возрастает в три раза по сравнению с чистым железом.
Хром повышает коррозионную стойкость стали в атмосферных условиях и сопротивляемость стали газовой коррозии при высоких температурах. В связи с этим хром всегда вводится в стали, идущие на изготовление лопаток газовой турбины авиационных двигателей и других деталей, работающих при высоких температурах.
Рис. 226. Распределение хрома между карбидами и твердым раствором
Рис. 227. Структурная диаграмма хромистых сталей
Хромистые стали в нормализованном состоянии в зависимости от содержания хрома и углерода имеют различную структуру, т. е. относятся к разным классам (рис. 227). При малом содержании хрома стали приобретают перлитную структуру (феррита с перлитом, перлита или перлита с цементитом), а с увеличением содержания хрома — мартенситную структуру.
При большом содержании хрома в сталях образуются карбиды. Основной массой хромистых сталей карбидного класса может быть аустенит, но чаще всего — одна из структур на основе а-твердого раствора: сорбит, тростит или мартенсит.
Хромистые стали получили широкое распространение для изготовления мерительных, режущих и пневматических инструментов, штампов и валиков для холодного проката, ролико- и шарикоподшипников, постоянных магнитов, хирургического инструмента и т. и. Кроме того, хромистые стали широко применяются в нефтяной и химической промышленности, так как они теплостойки и хорошо сопротивляются коррозии.
В авиационной промышленности хромистые стали не получили широкого распространения вследствие несколько пониженной ударной вязкости. В табл. 16 приведены состав и свойства хромистых сталей, применяющихся в авиастроении.
Сталь 15ХА применяется для изготовления мелких деталей, подвергающихся цементации при температуре 900—920°. Эта сталь может применяться и в термически обработанном состоянии без цементации.
192
Состав и свойства хромистых сталей*
Таблица 16
Марка	Содержание элементов (среднее) в %		Состояние	Механические свойства (не менее)			
				к Г/мм2	8 %	«н кГ-м/см2	НВ кГ млА
	С	Сг					
15ХА	0,15	0,85	Закалена с 860° в масле, затем закалена с 760—810° в масле и отпущена при 150—170°	60	15	9	170—302
38ХА	0,38	0,95	Закалена с 860° в масле и отпущена при 500—590° с охлаждением в масле или воде	90	12	10	269—321
IIIX15	1,0	1,5	Закалена с 820— 840° в масле и отпущена при 300—350°	Твердость HRC 51-			59
* Состав л свойства хромистых коррозионностойких сталей будут рассмотрены ниже (см. стр. 205, табл. 20).
Сталь 38ХА применяется для изготовления гильз цилиндров маломощных авиадвигателей, шестерен, болтов, шпилек й малонагруженных деталей РД.
Сталь ШХ15 применяется для изготовления шариков, роликов и колец шариковых и роликовых подшипников. Перед изготовлением шариков, роликов и колец подшипников сталь проковывают, чтобы разрушить карбидную сетку, затем подвергают предварительной термической обработке на сфероидизацию при температуре 680—690°. В результате карбиды приобретают зернистую форму, что повышает твердость и сопротивляемость истиранию. После закалки и низкого отпуска сталь приобретает структуру мартенсита с карбидами (рис. 228).
§ 4.	ХРОМОНИКЕЛЕВЫЕ СТАЛИ
В авиационной промышленности никелевые и хромистые стали широкого распространения не получили, так как по своим свойствам они уступают хромоникелевым и более сложным сталям.
Влияние хрома и никеля при одновременном их введении оказывает весьма благоприятное действие на свойства стали. Сталь приобретает высокую твердость и прочность, достаточную вязкость и пластичность.
Совместное присутствие в стали хрома и никеля заметно сказывается на ее микроструктуре. Структурная диаграмма хромоникелевых сталей, содержащих около 0,2% углерода, представлена на рис. 229. Диаграмма позволяет определить класс сталей по их структуре после нормализации.
13	3354
193
Совместное присутствие хрома и никеля приводит к снижению критических точек Ас и А,, и к значительному переохлаждению твердого раствора.
Отношение хрома к никелю в сталях перлитного класса, при котором получается наилучший комплекс механических свойств, равно 1 : 3. Практически это отношение изменяется в пределах от 1 : 1,5 до 1 :4. При этих соотношениях критическая точка Д3, повышаемая хромом, но понижаемая никелем, практически остается без изменения. Хромоникелевая сталь обладает высокой прокаливаемостью и в этом отношении превосходит все другие легированные стали перлитного класса.
Малая теплопроводность хромоникелевых сталей делает их более чувствительными к скоростям нагрева и охлаждения. Поэтому нагрев деталей под закалку необходимо проводить медленно или ступенчато
%Nt
2	4	6	8	10	12 /4	16 18	20 22 24 2о%Сс
Рис. 229. Структурная диаграмма хромоникелевых сталей (0,1% С, 0,35% Мп, 0,30/0 Si)
с подогревом до 600—650°. Особенно это необходимо для деталей сложной конфигурации. Выдержка при температуре нагрева под закалку устанавливается несколько ббльшая> чем для сталей углеродистых, так как диффузия в сложном у-твердом растворе затруднена. Охлаждать хромоникелевую сталь при закалке необходимо в масле, охлаждение же в воде может привести к образованию трещин.
Температура и продолжительность отпуска хромоникелевых сталей должны быть выше, чем для углеродистых сталей. Конструкционные хромоникелевые стали чаще всего подвергают отпуску при температуре
Характерным дефектом хромоникелевых сталей является отпускная хрупкость, которая выявляется только при определении ударной вязкости (рис. 230).
Первая зона отпускной хрупкости (хрупкость первого рода) при температуре 300—400° объясняется превращением остаточного аустенита в мартенсит. Скорость охлаждения при отпуске не влияет на хрупкость первого рода.
Вторая зона отпускной хрупкости (хрупкость второго рода) при температуре 500—600° проявляется только в том случае, если сталь при отпуске охлаждалась медленно. При быстром охлаждении хрупкость не наблюдается. Отпускная хрупкость второго рода объясняется выделением из сс-тверлого раствора карбидов, нитридов, фосфидов и других соединений по границам зерен в дисперсном состоянии. По мнению дру
194
гих исследователей, фазой, выделяющейся по границам зерен, являются только фосфиды, которые и снижают ударную вязкость. Характерно, что при определении твердости, предела прочности, относительного удлинения и поперечного сужения отпускная хрупкость не проявляется.
Для предотвращения отпускной хрупкости к хромоникелевым сталям добавляют от 0,15 до 1,0% одного из следующих элементов: молибдена (наиболее эффективно), вольфрама, ниобия или титана. Эти добавки, затрудняя диффузию и коагуляцию карбидов, нитридов и других соединений, значительно ослабляют восприимчивость стали к отпускной
хрупкости.
Кроме отпускной хрупкости, хромоникелевые стали обладают и другими дефектами. Важнейшими из
них являются флокены и дендритная ликвация.
Флокены представляют собой мельчайшие внутренние надрывы -трещины, образующиеся в кованой или катаной стали. В изломе они имеют вид светлых пятен круглой или овальной формы или хлопьев, а в поперечном сечении (при микроисследовании) вид трещин. При наличии их целые партии деталей бракуются. Для выявления флокенов вводится специальная проверка образцов на излом. Причиной образования флокенов является водород, который, растворяясь в жидкой стали, при ее затвердевании выде-
Рис. 230. Изменение ударной вязкости хромоникелевой стали в зависимости от температуры отпуска (В. Д. Садовский)
ляется неполностью и при дальнейшем охлаждении затвердевшей стали создает сильные внутренние напряжения, которые и приводят к внутренним надрывам — флокенам. Если сталь после ковки охлаждать медленно, то водород успевает выделиться и флокены не образуются.
Дендритная ликвация является также очень серьезным пороком легированных сталей. При затвердевании сталей, как известно, вначале кристаллизуется твердый раствор, обедненный углеродом и легирующими элементами, а затем уже междендритное пространство заполняется кристаллами, обогащенными легирующими элементами. Структура получается неоднородной (рис. 231). При прокате или ковке такая сталь получает полосчатое, или строчечное, строение (рис. 232). Для уменьшения дендритной ликвации применяется диффузионный отжиг слитков при температуре 1000—1200°.
Как указывалось выше, хромоникелевые стали получили широкое распространение в авиационной промышленности как конструкционный материал. В табл. 17 приведены состав и свойства наиболее часто применяющихся .хромоникелевых сталей.
Первые две стали: 12ХНЗА и 12Х2Н4А являются цементуемыми (цементация проводится при температуре 900—920°), сталь 20ХНЗА — улучшаемая (подвергается закалке и отпуску).
Применявшаяся раньше после цементации двойная закалка: первая — для измельчения структуры ядра и уничтожения цементитной
сетки, а вторая — для исправления структуры цементованного слоя, в настоящее время почти не применяется и вытесняется одинарной закалкой (см. режим термической обработки после цементации стали 12Х2Н4А). Это объясняется тем, что хромоникелевые стали, особенно с малой величиной зерна, не склонны к перегреву, и при правильном режиме цементации сетки вторичного цементита не образуется.
13*
195
Рис. 231. Макроструктура легированной стали с дендритной ликвацией
Рис. 232. Полосчатая, или строчечная, микроструктура легированной стали. X 150
Состав и свойства хромоникелевых сталей
Таблица 17
Марка	Содержание элементов (среднее) в %			Состояние	Механические свойства (не меиее)			
					°в кГ! мм2	в %	кГ-м/см^	НВ кГ!мя2
	С । 1	Сг	Ni					
12ХНЗА	0,12	0,75	3,0	Закалена с 860° в масле, затем вторично закалена с 780—810° в масле и отпущена при 150—170°	£5	12	12	277—375
12Х2Н4А	0,12	1,5	3,5	Закалена с 760— 780° в масле и отпущена при 150—170°	100	12	10	293—387
20ХНЗА	0,20	0,75	3,0	Закалена с 820— 840° в масле и отпущена при 400—450° с охлаждением в масле	ПО	10	10	293—341
Сталь 12ХНЗА применяется для изготовления шестерен распределительных и других валиков, поршневых пальцев, осей, роликов, регулировочных винтов и других цементуемых деталей.
Сталь 12X2 Н4А применяется для изготовления ответственных шестерен, в том числе двойных шестерен распределения, шестерен эластичной передачи, ведущих и ведомых шестерен, различных валиков, пальцев, поршней, осей, роликов и др.
Сталь 20ХНЗА применяется для изготовления болтов, шпилек, втулок, шестерен и валиков.
§ 5.	СЛОЖНЫЕ СРЕДНЕЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ
Для ответственных и наиболее нагруженных авиационных деталей применяются хромоникельвольфрамовые и хромоникельмолибденовые стали. Детали машин, от которых требуется большое сопротивление
196
износу и истиранию при нормальных и повышенных температурах, изготовляются из азотируемых хромомолпбденоалюминиевых и хромовольфрамовых сталей. И, наконец, высоконагружениые сварные узлы и конструкции, от которых требуется повышенная прочность, изготовляют из хорошо сваривающихся хромоникельвольфрамованадиевых сталей.
Рассмотрим влияние вольфрама, молибдена и алюминия на строение и свойства стали. Влияние хрома и никеля было рассмотрено выше.
Вольфрам с железом образуют ограниченные твердые растворы и металлические соединения Fe7W6 и Pe2W. Растворимость вольфрама в a-железе при температуре 500° равна 6%, а при температуре 1540°—32%. Вольфрам сужает область у-твердых растворов; при 6% вольфрама у-область замыкается. С углеродом вольфрам образует стойкие карбиды WC, W2C и Fe3W3C. Вольфрам препятствует росту зерна аустенита при нагревании, уменьшает чувствительность стали к перегреву. Перлит вольфрамовой стали имеет очень тонкое, а мартенсит мелкоигольчатое строение.
Вольфрам незначительно повышает точку Ас и почти не влияет на точку Аг^, а точки Аг? и Ас — повышает. Таким образом, температура нагрева под закалку хромоникельвольфрамовой стали по сравнению со сталью хромоникелевой должна быть повышена. Прокаливаемость стали вольфрам увеличивает лишь при закалке с температур, лежащих выше температуры растворения карбидов вольфрама.
Вольфрам замедляет процессы, происходящие при отпуске. Стали, содержащие вольфрам, невосприимчивы к отпускной хрупкости. После термической обработки вольфрамистые стали обладают повышенной твердостью, прочностью и высокой ударной вязкостью. Вольфрам добавляется к конструкционным хромоникелевым и жаропрочным сталям, а также является основным легирующим элементом быстрорежущих сталей.
Молибден с железом образуют ограниченные твердые растворы и металлические соединения Fe7A4o6 и FeMo. Растворимость молибдена в a-железе при нормальной температуре равна 8%, а при температуре 1440°—24%. Молибден сужает область у-твердых растворов; при 5% молибдена у-область замыкается. С углеродом молибден образует карбиды Мо2С и Fe3Mo3C и растворяется в цементите, давая легированный цементит (Fe, Мо)3С.
Молибден повышает критические точки А] и А3 при нагревании и понижает их при охлаждении стали. Перлит молибденовой стали очень тонкого строения. Молибден препятствует росту зерна стали при нагревании, тем самым уменьшает чувствительность стали к перегреву. Критическая скорость охлаждения при закалке при добавке молибдена уменьшается. Молибден повышает температуру нагрева под закалку, увеличивает прокаливаемость и стойкость закаленной стали при отпуске.
Стали, содержащие молибден, невосприимчивы к отпускной хрупкости. Твердость стали, прочность и особенно предел текучести с увеличением содержания молибдена возрастают, а относительное удлинение и поперечное сужение остаются почти без изменения. Ударная вязкость при малых добавках молибдена повышается.
Молибден добавляется к конструкционным хромистым и хромоникелевым сталям, к быстрорежущим, коррозионностойким и жаропрочным сталям и к сталям для изготовления магнитов.
Действие молибдена на свойства стали сильнее, чем действие вольфрама. Поэтому конструкционные хромоникелевые стали содержат вольфрама приблизительно в три раза больше, чем молибдена.
Алюминий с железом образует ограниченные твердые растворы и металлические соединения Fe3Al, FeAl, FeAl2, Fe2Al5 и FeAl3. Растворимость алюминия в а-железе при нормальной температуре равна 32%,
197
а при температуре 1103°—37%. Область у-твердых растворов алюминий сужает; при 1 % алюминия у-область замыкается.
Точку S диаграммы железо—углерод алюминий смещает вправо. Так, например, при 1,3% алюминия перлит образуется при содержании 1,8% углерода. Критическая температура Ас при наличии алюминия повышается, в соответствии с чем температуры нагрева под закалку, отжиг и нормализацию стали необходимо увеличивать.
Алюминий уменьшает устойчивость аустенита, что требует увеличения скорости охлаждения при закалке. Обычно закалка сталей, содержащих 1,0—1,5% алюминия, проводится в воде. Отпуск алюминиевых сталей проводится при тех же температурах, что и отпуск углеродистых сталей.
Рис. 233. Коленчатый вал авиационного двигателя, изготовленный из стали 18ХНВА
Эффективное действие оказывает алюминий при азотировании; он образует стойкие нитриды, что значительно повышает твердость поверхностного слоя.
Особенно сильное влияние алюминий оказывает на увеличение стойкости стали против газовой коррозии при высоких температурах.
Алюминий сравнительно немного повышает твердость и прочность стали, снижая относительное удлинение, поперечное сужение и ударную вязкость. Его добавляют в качестве легирующего элемента к специальным сталям, подвергающимся азотированию. Алюминий (до 5—6%) вводится также в жаросотойкие сплавы, применяющиеся в качестве нагревательных элементов. Сплавы, идущие для изготовления постоянных магнитов и дающие высокие магнитные свойства, содержат 12—15% алюминия. В небольших количествах, до 0,1%, алюминий вводят во все конструкционные и инструментальные стали, структура которых должна быть мелкозернистой.
Состав и свойства некоторых сложных среднелегированных сталей, широко применяющихся в авиастроении, приведены в табл. 18.
Сталь 18ХНВА применяется в цементованном (валы ротора, коленчатые валы — рис. 233, валы редуктора, шестерни) и нецементованном виде (ответственные болты, шпильки).
Цементация деталей проводится при температуре 900—920°. На диаграмме изотермического превращения аустенита стали 18ХНВА отсутствует зона перлито-троститного распада. Аустенит распадается или на игольчатый тростит, или на мартенсит. Смягчающей обработкой для этой стали является высокий отпуск при 650—670°. Структура после такой термической обработки —сорбит с карбидами.
Сталь прокаливается на большую глубину и относится к мартенситному классу, при охлаждении на воздухе таких массивных деталей, как вал авиадвигателя, сталь закаливается на мартенсит.
198
Таолица 18
Состав и свойства некоторых сложных среднелегированных сталей
Марка	Содержание элементов (среднее) в %					Состояние	Механические свойства (пс менее)			
	С	С г	Ni	W*	Mo		°в кГ/м-Яр	В %	«н кГ-м]слР-	НВ кГ]мм~
18ХНВА	0,18	1,5	4,25	1,о		Закалена с 950° па воздухе, затем вторично закалена с 850—860° на воздухе и отпущена при 150—170°	120	10	10	351—401
40ХНМА	0,4	0,75	1,5	—	0,2	Закалена с 850° в масле н отпущена при 560°	НО	12	8	321—375
38XMIOA	0,38	1,5		0,9% Al	0,2	Закалена с 930—950° в масле и отпущена при 600—700" с охлаждением в масле	100	15	9	302—340
ЗОХЗВА	0,30	3,0		1,0		Закалена с 870—890° в теплой воде или масле и отпущена при 580- -620°	100	15	10	302- -340
12Х2НВФА (ЭИ712)	0,12	2,2	1,0	1,2	0,24’6 V	Закалена с 910° в масле и отпущена при 550°	100	12	8	341--269
23Х2НВ ФА (ЭИ659)	0,23	2,2	1,0	1,2	0,24% V	Закалена с 890" в масле и отпущена при 600°	115	12	5	415-341
* В стали 18ХНВА вольфрам может быть полностью заменен 0,25—0,35% молибдена, а в стали 40ХНМЛ молибден может быть заменен g 0,8—1,2% вольфрама; тогда эти стали соответственно обозначаются 18ХНМА и 40ХНВА.
На рис. 234 приведены кривые, показывающие влияние температуры отпуска на механические свойства стали 18ХНВА, закаленной с температуры 860° на воздухе. Из кривых видно, что сталь подвержена отпускной хрупкости, в стали же 18ХНМА отпускной хрупкости не наблюдается.
Сталь 40ХНМА по сравнению со
Рис. 234. Влияние температуры отпуска на механические свойства стали 18ХНВА
сталью 18ХНВА менее легирована, но содержит больше углерода и нечувствительна к отпускной хрупкости. Применяется эта сталь для изготовления валов ротора (рис. 235), коленчатых валов, валов редуктора, шатунов двигателя воздушного охлаждения, ответственных болтов, шпилек, деталей винта, массивных и силовых деталей РД, работающих при температуре до 500°.
Сталь 38ХМЮА применяется» для азотируемых деталей — шестерен, шпилек, валиков, роликов и деталей РД, работающих при температурах до 400—500°. Перед азотированием детали подвергают термической обработке на сорбит по режиму, указанному в табл. 18. Нагрев под закалку производится в печах с защитной атмосферой, чтобы избежать обезуглероживания. Если нагрев
деталей осуществляется в обычных печах, дается повышенный припуск на механическую обработку и обезуглероженный слой затем снимается.
Азотирование проводится при температуре 500—550° на глубину 0,4—0,6 мм. В результате азотирования на поверхности изделия получается тонкий, весьма твердый слой, хорошо сопротивляющийся истиранию при нормальных и повышенных температурах и имеющий твердость HV 1000—1100 кГ)мм2 при твердости сердцевины 302—340 кГ/мм2.
Рис. 235. Вал турбины реактивного двигателя, изготовленный из стали 40ХНМА
Окончательная структура материала после азотирования на поверхности — сорбит и нитриды, в сердцевине — сорбит.
Сталь ЗОХЗВА применяется для силовых деталей РД, в том числе азотируемых, работающих при температурах до 400—500э. Азотирова
200
ние этой стали проводится при температуре 500—525° при диссоциации аммиака 15—30%.
Сталь 12Х2НВФА (ЭИ712) применяется для сварных узлов и конструкций, не подвергающихся термической обработке после сварки (б том числе и отпуску), от которых требуется повышенная прочность,, а также для изготовления нагруженных свариваемых деталей. Сталь может применяться для цементуемых деталей, работающих при температурах 230—250°, и сварных и несварных деталей, работающих при температурах до 500°.
Сталь хорошо сваривается ручной дуговой, контактной и агроно-ду-говой (ручной и автоматической) сваркой; удовлетворительно — атомноводородной и газовой сваркой.
Сталь 23Х2НВФА (ЭИ659) применяется для высоконагруженных сварных узлов и конструкций, не подвергающихся закалке или нормализации после сварки вследствие крупных габаритов или конструктивных особенностей, а также сварных и несварных деталей, работающих при температурах до 500°.
Сталь хорошо сваривается контактной сваркой, удовлетворительно — ручной дуговой, автоматической под флюсом, аргоно-дуговой как ручной, так и автоматической. После сварки детали и узлы необходимо подвергать отпуску при 500°. Отпуск деталей сложной конфигурации должен производиться немедленно после сварки.
§ 6.	ХРОМОМАРГЛНЦЕВОКРЕМНИСТЛЯ СТАЛЬ (ХРОМАНСИЛЬ)
Хромомарганцевокремнистая сталь (хромансиль) является основной самолетной сталью.
Сталь ЗОХГСА в среднем содержит 0,3% углерода и по 1,0% хрома, марганца и кремния. Она обладает хорошей свариваемостью, высокими механическими свойствами, хорошей (до 25 мм) прокаливаемостью, удовлетворительной обрабатываемостью режущими инструментами и высокой пластичностью в отожженном сосотоянии, что позволяет проводить гибку, выколотку и штамповку. Для изготовления деталей самолетов хромансиль поступает в виде листов, труб, профилей, поковок, прутков и проволоки.
Высокопрочная самолетная сталь ЗОХГСНА содержит 1,6% никеля, что придает ей повышенную прочность, вязкость и пластичность. Но при обработке этой стали на высокую прочность она приобретает повышенную чувствительность к концентрации напряжений при статической и особенно при многократной статической нагрузке.
Сталь ЗОХГСНА хорошо сваривается дуговой сваркой, удовлетворительно — атомноводородной, плохо — газовой, обладает высокой про-каливаемостью (до 50—60 мм), но проявляет склонность к образованию флокенов.
Для уменьшения коробления и поводки, устранения закалочных трещин охлаждение стали хромансиль при закалке необходимо проводить в масле или в горячей воде (60—70°), а при обработке сложных конструкций рекомендуется изотермическая или ступенчатая обработка (рис. 236). При ступенчатой обработке температура поверхности и центра обрабатываемого изделия перед мартенситным превращением выравнивается, что сильно снижает внутренние напряжения (рис. 237). При закалке сварных конструкций необходимо применять изотермическую или ступенчатую закалку.
В последнее время широкое применение получила «светлая» изотермическая закалка, состоящая в охлаждении деталей, предварительно нагретых выше критической температуры, в щелочной ванне NaOH, к которой добавлена желтая кровяная соль К4ре(СХт)б' ЗНгО. Главное преимущество этой закалки заключается в том, что материал приобретает
201
меньшую чувствительность к надрезам, а поверхность изделия получается светло-серого цвета без окалины.
Структура стали хромансиль, термически обработанной на сорбит,— игольчатая (рис. 238). Объясняется это тем, что процессы диффузии в данной стали затруднены.
Время
Рис. 236. График изотермической обработки с предварительным подогревом стали ЗОХГСА (схема)
Рис. 237. График ступенчатой закалки (схема)
Характерными дефектами стали хромансиль являются обезуглероживание, строчечная, или полосчатая структура и микротрещины.
Обезуглероживание происходит во время нагрева стали в печи с окислительной атмосферой, оно особенно опасно для листов и труб тонкого сечения (см. рис. 150). Для предохранения стали от обезуглероживания рекомендуется вводить
Рис. 238. Микроструктура нормально термически обработанной стали ЗОХГСА на сорбит с явно выраженной ориентацией по мартенситу. X 500
и ЭИ643, которые обладают
> в печь древесный уголь, на нефтяных печах работать с восстановительным, слегка коптящим пламенем, для ответственных деталей, имеющих резьбу, применять специальные обмазки.
Строчечная структура проявляется в отожженном материале в виде чередующихся полос феррита и перлита (см. рис. 232). Причиной возникновения строчечной структуры служат мельчайшие вытянутые вдоль проката неметаллические включения, являющиеся центрами кристаллизации феррита.
Микротрещины возникают в результате слишком быстрого нагрева под закалку или применения резко калящих сред, а также в результате неправильно го режима сварки.
В последние годы советскими исследователями были разработаны новые высокопрочные стали 30Х2ГСН2ВМ (ВЛ1) хорошей свариваемостью, высокими механическими свойствами и идут на изготовление деталей самолета не только простой, но и сложной конфигурации. По химическому составу эти стали от стали хромансиль отличаются тем, что они легированы не только никелем, как сталь ЗОХГСНА, но и другими элементами, такими как вольфрам, молибден, алюминий и титан.
В табл. 19 приведены средние составы и свойства хромомарганцевокремнистых сталей, подвергнутых закалке и отпуску при разных температурах, и более сложных высокопрочных сталей.
Таблица 19
Состав и свойства хромомарганцевокоемнистых и более сложных сталей
Марка ста ди	Содержание элементов (среднее) в %					Состояние	Механические свойства (не менее)			
	с	Si	Мп	1	другие элементы		о	О®	о. <3 У	НВ к Г 1мм2
				1						
				Cr N1						
										
										
25ХГСА	0,25	1,0		1,о| —	—	Закалена с 880—900° в масле п отпущена при 550—600°	65—90	12		
-ЗОХГСА	0,30	1,0	1.0	1,о| —		Закалена с 870—890° в масле и отпущена при ’200—260е с охлаждением на воздухе	160— 180	5	5	
ЗОХГСА	0,30	1,0	1,о	i,oj —	—	Закалена с 870—890е в масле и отпущена при 470—570° с охлаждением на воздухе	ПО	10	5	332
ЗОХГСНА	0,30	1,0	1,0	1,о[1,6		Закалена с 880—900° в масле и отпущена при 200—300°	175	10	7	444
ЗОХГСНА	0,30	1,0	1,0	1,0|1,6	—	После изотермической закалки	150	13	10	—
30Х2ГСН2ВМ (ВЛ1)	0,30	1,0	1,2	1,8b,3	1,2% W 0,5% Мо	Закалена с 930 на воздухе и отпущена	при 200—300°	160	5	6	443
311643	0,40	0,9	0,7	1,о|2,8	1,0% W 0.1% А1 0,1% Т1	Закалена с 900° в .масле и отпущена при 250°	200	8	5	514
Сталь 25ХГСА применяется для изготовления ответственных сварных и штампованных деталей. Особенно рекомендуется она, когда необходимы хорошая свариваемость и значительная пластическая деформация деталей в процессе изготовления. Благодаря пониженному содержанию углерода (0,22—0,29%) эта сталь сваривается и штампуется лучше, чем сталь ЗОХГСА.
Сталь ЗОХГСА употребляется для ответственных как сварных, так механически обрабатываемых деталей: стыковых соединений, поясов, лток, болтов, деталей шасси и т. п.
Обе стали при температуре отпуска 280—380° имеют «провал» ударной вязкости и пластичности. Поэтому отпуск этих сталей проводят либо три температурах 200—260° и тогда получают хромансиль высокой проч-
203
нести (св порядка 160—180 кГ1мм2), либо при температурах 470—570е' с целью получения более вязкого материала и тогда прочность снижается до НО кГ/мм2.
Сталь ЗОХГСНА применяется для изготовления наиболее ответственных деталей шасси, крыла и центроплана самолета, стыковых соединений, полок лонжерона (рис. 239) и болтов.
Сталь 30Х2ГСН2ВМ (ВЛ1) служит для изготовления деталей сложной конфигурации (лонжероны крыла, стабилизатора, шпангоуты фю зеляжа). Сваривается ручной дуговой сваркой, после которой, не допуская охлаждения сварных швов ниже 200°, детали переносят в печь с температурой 650° и далее охлаждают на воздухе
Рис. 239. Полка лонжерона, изготовленная из стали ЗОХГСНА
Сталь ЭИ643 рекомендуется для деталей шасси и болтов, работающих на срез, растянутых и сжатых поясов лонжеронов конструкций одноразового действия, сжатых поясов лонжеронов конструкций многоразового действия и других ответственных деталей, не имеющих значительных концентраторов напряжений.
Имея высокие механические характеристики, сталь обладает повышенной чувствительностью к концентрации напряжений при статической и особенно при многократной статической нагрузке. Поэтому детали из этой стали необходимо проектировать с максимальными радиусами пе реходов. Например, болты, работающие на срез, должны изготавливаться с двумя разгружающими проточками: перед резьбовой частью и перед головкой.
Сталь сваривается ручной дуговой и автоматической сваркой под флюсом. Конструкции можно подвергать термической обработке после сварки или изготовлять из термически обработанных элементов. В отож женном состоянии сталь удовлетворительно обрабатывается резанием. В закаленном состоянии может обрабатываться точением, фрезерованием и развертыванием инструментом из твердых сплавов Т15К6 и Т30К4
Глава V
КОРРОЗИОННОСТОЙКИЕ СТАЛИ
§ 1.	ОБЩИЕ СВЕДЕНИЯ
Коррозионностойкими называются стали, обладающие высокой стойкостью против коррозии в атмосферных условиях, речной и морской воде, растворах солен, щелочей и некоторых кислотах при комнатной и повышенных температурах.
Основным легирующим элементом таких сталей является хром. Он делает сталь коррозионностойкой. Установлено, что в нержавеющих сталях хрома должно быть не менее 12%, в противном случае они подвержены коррозии.
Действие хрома объясняется пассивацией. На поверхности хромистой стали в естественных условиях, а также в окислительных средах образуется тонкая окисная пленка хрома Сг2О3, которая и предохраняет металл от коррозии.
Введение никеля в высокохромистые стали значительно улучшает их антикоррозионные свойства.
§ 2.	КОРРОЗИОННОСТОЙКИЕ ХРОМИСТЫЕ СТАЛИ
Коррозионностойкие хромистые стали содержат хрома не менее 12,5%- Содержание углерода в этих сталях должно быть по возможности низким, так как для устойчивости сплава против коррозии наиболее благоприятной будет однофазная структура. Образующиеся же карбиды при большем содержании углерода будут создавать неоднородность •структуры, и коррозионная стойкость сплава будет ухудшаться. Однако следует иметь в виду, что с увеличением содержания углерода резко возрастают закаливаемость и твердость стали.
Наилучшими механическими свойствами хромистая коррозионно-стойкая сталь обладает после закалки и отпуска. Наивысшей коррозионной стойкостью она обладает после закалки и последующего полирования. При отпуске выделяются карбиды и коррозионная стойкость стали снижается.
Хромистые коррозионностойкие стали являются кислотоупорными только в азотной кислоте. Соляная и серная кислоты легко растворяют их. Коррозионная стойкость в атмосферных условиях, в речной и водопроводной воде указанных сталей высокая.
Хромистые коррозионностойкие стали устойчивы против окисления в воздушной среде при температурах до 700—800°. В табл. 20 приведены состав и свойства некоторых коррозионностойких сталей, применяющихся в авиастроении.
Стали 1X13 и 2X13 удовлетворительно свариваются всеми видами сварки. После сварки необходим отжиг для стали 1X13 при температуре 760—780°, а для стали 2X13 — при 730—780° в течение 1—3 час. Сталь 3X13 сваривается плохо, после сварки детали следует немедленно подвергать отжигу при температуре 730—780° в течение 2—6 час. Сталь 4X13 сварке не подвергается. В отожженном состоянии стали 1X13 и 2X13 обладают высокой пластичностью и допускают глубокую вытяжку и другие виды холодной деформации. Стали 3X13 и 4X13 деформируются в горячем состоянии.
Сталь 1X13 (ЭЖ1) применяется для изготовления деталей авиационных приборов, винтов, болтов, гаек, небольших шестерен, деталей зацепления и лопаток компрессоров, термически обрабатываемых на твердость HRC < 35.
Сталь 2X13 (ЭЖ2) употребляют для карбюраторных игл, втулок, шестерен авиационных приборов, деталей аппаратуры непосредственно
205
го впрыска топлива и лопаток компрессоров, термически обрабатываемых на твердость Ш<Си35. При более высокой твердости лопатки компрессора разрушаются от коррозии под напряжением.
Таблица 20
Состав и свойства хромистых коррозионностойких сталей
Марка	Содержание элементов (среднее) %		Состояние	1Механпческие свойства (не менее)			
	С	Сг		св	В %	ан кГ- .ufcsfi	НВ кГ Д/,и2
1X13 (ЭЖ1)	0,12	13,0	Закалена с 105ис на воздухе или в масле и отпущена при 680—780е с охлаждением в масле	60	20	9	170—195
13 (ЭЖ2)	0,2	13,0	Закалена с 1050° на воздухе или в масле и отпущена при 600—700е с охлаждением в масле	85	10	6	241—341
3X13 (ЭЖЗ)	0,3	13,0	Закалена с 1050° на воздухе п отпущена при 150—170°	175	8	5	470—530
4X13 (ЭЖ4)	0,4	13,0	Закалена с 1050° в масле и отпущена при 510°	170	9	—	>480
Сталь 3X13 (ЭЖЗ) применяется для изготовления пружин, предка» значенных для работы при температурах до 300—350°, и других деталей, работающих при высоких напряжениях.
Сталь 4X13 (ЭЖ4) применяется для деталей высокой твердости,, работающих на износ при больших механических нагрузках, а также в условиях релаксации (нержавеющие пружины, болты, пальцы, штуцера, оси и подшипники приборов).
Вследствие склонности стали к самопроизвольному растрескиванию немедленно после закалки детали подвергают отпуску.
§ 3.	КОРРОЗИОННОСТОЙКИЕ хромоникелевые стали
Коррозионностойкие хромоникелевые стали были получены в результате введения в коррозионностойкие хромистые стали оптимального количества никеля и других элементов (марганца, титана, ниобия, молибдена, алюминия). При этом в результате введения никеля или марганца ферритная структура полученной стали перешла в аустенитную..
Свойства полученной аустенитной стали по сравнению со свойствами коррозионностойкой хромистой стали улучшились: значительно повысились пластические свойства, коррозионная стойкость и стойкость в серной кислоте.
Для выяснения структуры этих сталей и условий их термической обработки обратимся к диаграмме состояния системы железо — хром — никель— углерод, представленной в виде политермического разреза для постоянного содержания хрома (18%) и никеля (8%) при переменном содержании углерода (рис. 240). Растворимость углерода в у-растворе при нормальной температуре составляет около 0,04%. Структура сплавов, содержащих углерода более 0,04%, состоит из аустенита и карбидов хрома (Сг,Ре)2зС6.
206
Для получения однородной аустенитной структуры (рис. 241) сталь подвергают закалке с температуры 1100—1150° в воде. В закаленном состоянии эта сталь обладает высокой коррозионной стойкостью, а также хорошими технологическими и механическими свойствами: высокой
пластичностью, хорошо прокатывается в холодном состоянии, выдерживает глубокую вытяжку до 40%, хорошо сваривается всеми видами сварки. Однако после сварки методами плавления сталь рекомендуется закаливать с 1080—1130° в воде.
Для упрочнения сталь нагартовывают, но
пластические свойства
Рис. 240. Псевдобинарный разрез диаграммы состояния Fe — Ст — i\i -С. Разрез сделан для постоянного содержания хрома и никеля и переменного содержания углерода
(рис. 242) и коррозионная стойкость при этом резко снижаются. Микроструктура нагартованной стали представляет собой вытянутые зерна аустенита с явно выраженными линиями деформации (рис. 243).
Другим видам термической обработки хромоникелевые аустенитные стали не подвергают, так как медленное охлажде
Рис. 241. Микроструктура хромоникелевой коррозионностойкой стали в закаленном состоянии: аустенит. X 500
ние с высоких температур или нагрев до температур 500—750° вызывают выделение карбидов (рис. 244). Присутствие карбидов хрома в аустените при наличии активной коррозионной среды вызывает межкристаллитную коррозию.
При нормальной температуре и при нагреве стали до 500° карбиды хрома не выделяются и межкристаллитной коррозии не происходит.
Склонность хромоникелевых коррозионностойких сталей к межкристаллитной коррозии устраняется введением в сталь титана или ниобия, содержание которых находится в прямой зависимости от содержания углерода. Необходимо, чтобы весь углерод, находящийся в стали, был связан титаном или ниобием. При добавке в сталь титана или ниобия образуются более стойкие, чем карбид хрома (Сг, Ре)озСб, карбиды титана TiC или ниобия NbC. Для подсчета необходимого количества титана или ниобия установлена эмпирическая зависимость:
% Ti=5(% С—0,03) и % Nb=(8—10) % С.
Ниобий дефицитнее титана, но он не выгорает при сварке. Поэтом; Nb рекомендуется вводить в хромоникелевые стали для сварных кон струкций.
Сталь не разъедается азотной, серной, фосфорной и некоторыми другими кислотами. В соляной кислоте хромоникелевая коррозионно-
207
to
co
Таблица 21
Состав и свойства коррозионностойких хромоникелевых сталей
Марка стали	Содержание элементов (среднее) в %				Состояние	Механические свойства		(не менее)
	С	Сг	Ni	другие элементы		ав кГ/мм^	В 96	кГ-MjcM^
Х181Т9 (ЭЯ1)	<0,12	18,0	9,0	1,5% Мп	Закалена с 1100--1150“ в воде	55	45	12,5
Х18Н9Т (ЭЯ1Т)	<0,12	18,U	9,0	О,8?6 Ti 1,5% Мп	То же	55	40	12,5
2Х13Н4Г9 (ЭИ100)	0,22	13,0	4,3	9,0% Мп	Закалена с 1080—1120° в воде	65	40	—
Х18Н12М2 (ЭИ401)	<0,10	17,5	12,0	2,596 Мо 1,5% Мп	Закалена с 1030—1070° в воде	54	40	—
0Х18Н12Б (ЭИ402)	<0,08	18,5	12,0	1,5% Nb 1,5 96 Мп	То же	54	40	—-
Х15Н9Ю (СН-2, ЭН904)	0,07	14,8	8,2	1,296 А1	Нормализована при 1020 — 1050°	115	20	—
Х17Н5МЗ (СН-3, ЭИ925)	0,08	16,8	5,0	3,259о Мо	Нормализована при 950“; обработана холодом при —70° в течение 2 час, состарена при 450° в течение 1 часа	>120	12	6
стойкая сталь мало устойчива. Чтобы повысить стойкость стали против действия соляной кислоты и ее солей, вводят 2—3% молибдена.
При добавке 0,9—1,4% алюминия сталь в результате старения после нормализации и последующей обработки холодом упрочняется. Предел прочности при этом повышается до 130 кГ/мм2, а удлинение снижается до 10%.
Коррозионнюстойкие хромоникелевые стали, содержащие алюминий (Х15Н9Ю) и молибден (Х17Н5МЗ), являются сталями аустенитно-мартенситного класса. После закалки они обладают наибольшей пластич-
ностью, так как приобретают аустенитную структуру. Это дает возможность производить глубокую вытяжку в закаленном состоянии и штамповку Высокая прочность изделий достигается без повторной закалки
только обработкой холодом, что позволяет избежать коробления.
При обработке холодом происходит превращение аустенита в мартенсит, в результате
Рис. 242. Влияние степени нагартовки на механические свойства коррозионностойкой стали типа 18-8
Рис. 243. Микроструктура на-гартованной хромоникелевой коррозионностойкой стали: деформированные зерна аустенита. X 500
чего увеличивается прочность. При последующем старении наблюдается дальнейшее повышение прочности, что связано с выделением металлических соединений в дисперсном состоянии.
Коррозионностойкие хромоникелевые стали широко применяются в авиации, в машиностроении, в нефтяной и химической промышленности, в архитектуре и в быту. В табл. 21 приведены составы и свойства некоторых хромоникелевых коррозионностойких сталей, применяющихся в авиастроении.
Сталь Х18Н9 (ЭЯ1) применяется для деталей самолетных конструкций и других летательных аппаратов, изготовляемых из холоднокатаных листов и лент и соединяемых сваркой.
Сталь Х18Н9Т (ЭЯ1Т) рекомендуется для деталей коммуникаций горячих газов, выхлопных коллекторов и патрубков двигателей, деталей реактивного раструба и конуса (рис. 245), а также сварных изделий и деталей, работающих в условиях влажных сред.
Сталь 2Х13Н4Г9 (ЭИ100) применяется для^элементов высокопрочных нержавеющих конструкций самолетов, деталей вооружения, противопожарных перегородок. Она рекомендуется для работы в условиях нагрева до 450°. Сталь склонна к межкристаллитной коррозии, вследствие чего ее не следует применять в агрессивных средах при температурах выше 450°. Необходимо отметить, что эта сталь в свое время была пред
14	3354
209
ложена в качестве заменителя стали Х18Н9Т в целях экономии никеля, часть которого была заменена марганцем.
Сталь Х18Н12М2 (ЭИ401) применяется для изготовления ресиверов и частей коллектора горячих газов турбокомпрессора, а также в качестве сварочной проволоки для приварки лопаток турбокомпрессора.
Сталь 0Х18Н12Б (ЭИ402) применяется для изготовления деталей соплового аппарата, коллекторов
двигателей, систем коммуникаций горячих газов турбокомпрессора, вы