В учебнике излагаются теоретические основы металле ведения: кристаллическое строение металлов, теория сплавов, железоуглеродистые сплавы, учение о пластической деформации, теория и практика термической обработки и поверхностного упрочнения, высокочастотная закалка и химико-термическая обработка.
Описаны конструкционные и инструментальные стали, стали и сплавы с особыми физическими и химическими свойствами, цветные сплавы и порошковые сплавы.
Учебник предназначен для студентов высших технических учебных заведений.
Рецензент калд. техн, наук И. С. Козловский
Редакция литературы по холодной обработке металлов и станкостроению Зав. редакцией инж. В. В РЖ АВ И НС КИЙ
ОГЛАВЛЕНИЕ
Введение................................................................ 5
Глава /. Кристаллическая	структура металлов............................ 8
1.	Кристаллическое строение металлов................................ 8
2.	Строение реальных	кристаллов металлов.......................... 17
3.	Процесс кристаллизации.......................................... 33
4.	Строение стального слитка....................................... 41
Г лава	II Теория сплавов............................................... 48
1.	Основные составляющие структуры сплавов......................... 48
2.	Правило фаз Гиббса........................................  .	55
3.	Двойные сплавы.................................................. 56
4.	Понятие о построении диаграмм состояния тройных	систем.......... 73
5.	Зависимость между свойствами сплавов и их диаграммами состояния 76
Глава	III Железоуглеродистые сплавы................................... 79
1. Кривая охлаждения чистого железа и основные структуры железоуглеродистых сплавов............................................... 79
2.	Диаграмма состояния сплавов железа с углеродом.................. 85
Глава	I V. Углеродистая сталь......................................... 95
1.	Макроструктура стали............................................ 95
2.	Влияние углерода и примесей на микроструктуру	и	свойства стали	98
3.	Классификация углеродистых сталей.............................. 105
Глава	V. Чугун....................................................... 109
1	Влияние примесей на строение и свойства чугуна.................. 109
2.	Графитизация чугуна............................................ 112
3.	Микроструктура и свойства серого чугуна........................ 115
4.	Модифицирование чугуна......................................... 120
5.	Легированный чугун............................................. 128
6.	Ковкий чугун................................................... 129
7.	Значение чугуна в машиностроении............................... 136
Г лава	VI Пластическая деформация и рекристаллизация.................. 139
1.	Пластическая деформация монокристаллов......................... 139
2.	Пластическая деформация поликристаллов......................... 144
3.	Рекристаллизация............................................... 150
4.	Влияние горячей обработки давлением на структуру и свойства металлов и сплавов................................................ 156
5.	Внутренние напряжения.......................................... 159
Глава	VII. Основы термической обработки.............................. 163
1.	Термическая обработка сплавов.................................. 163
2.	Методика исследования превращений в структуре стали при ее нагреве и охлаждении...................................................... 165
3.	Образование аустенита.......................................... 168
4.	Величина зерна стали........................................... 172
5.	Превращение аустенита.......................................... 178
6.	Превращения при отпуске и старении............................. 199
Глава	VIII. Практика термической обработки........................... 205
1.	Нагрев металла и контролируемые атмосферы...................... 205
2.	Отжиг и нормализация........................................... 210
3.	Закалка стали.................................................. 214
4.	Прокаливаемость стали.......................................... 225
1
4
Оглавление
5.	Отпуск стали................................................. 231
6.	Обработка холодом............................................ 236
7.	Термическая обработка	чугуна................................. 237
8.	Влияние конструктивных форм деталей и инструмента на результаты термической обработки............................................ 238
Г лава IX. Высокочастотная закалка стали............................ 241
1.	Основы индукционного нагрева и оборудование для него......... 241
2.	Сталь и чугун для высокочастотной закалки, их структурные превращения и прочность............................................. 246
3.	Практическое применение высокочастотной	закалки.............. 252
4.	Другие методы поверхностной закалки.......................... 254
Глава X. Химико-термическая обработка............................... 256
1.	Цементация стали............................................. 256
2.	Сталь для цементации и термическая обработка после цементации 263
3.	Азотирование...............................................   268
4.	Цианирование................................................. 271
5.	Диффузионная металлизация.................................... 275
Г лава XI. Дробеструйный наклеп..................................... 277
Глава XII. Легированная сталь....................................... 286
1.	Основы легирования стали..................................... 286
2.	Влияние легирующих элементов на различные свойства стали при термической обработке ........................................... 292
3.	Особенности термической обработки легированной	стали......... 299
4.	Пороки легированной стали.................................... 301
5.	Классификация и маркировка легированной	стали............... 303
Глава XIII. Конструкционные легированные стали...................... 306
1.	Легированные и низколегированные конструкционные стали, нх термическая обработка и применение............................ 306
2.	Обрабатываемость стали режущим инструментом.................. 320
3.	Листовая сталь для холодной штамповки........................ 325
Глава XI К. Инструментальная сталь.......................•.......... 340
1.	Введение и классификация..................................... 340
2.	Углеродистая инструментальная сталь.......................... 341
3,	Легированная инструментальная сталь.......................... 346
4.	Быстрорежущая сталь.......................................... 356
Г лава X V. Стали и сплавы с особыми физическими и химическими свойствами 366
1.	Нержавеющая сталь............................................ 366
2.	Стали и сплавы для работы при высоких температурах........... 371
3.	Сталь и сплавы с высоким омическим сопротивлением............ 381
4.	Сталь с особыми тепловыми свойствами......................... 382
5.	Магнитные стали и сплавы..................................... 383
Глава XVI. Цветные металлы и сплавы................................. 392
1.	Алюминий и его сплавы........................................ 392
2,	Магний и его сплавы.......................................... 408
3.	Титан и его сплавы........................................... 410
4.	Медь и ее сплавы............................................. 415
5.	Подшипниковые и другие металлы и сплавы...................... 423
6.	Металлы и сплавы, применяемые в ядерной промышленности ....	433
Глава X VII. Порошковые сплавы...................................... 442
1.	Основы производства порошковых	сплавов....................... 443
2.	Твердые сплавы............................................... 445
3.	Прочие порошковые сплавы..................................... 451
Библиография по металловедению и термической	обработке.............. 453
Предметный указатель................................................ 459
ВВЕДЕНИЕ
Металловедением называется наука, изучающая внутреннее строение и свойства металлов и сплавов в их взаимосвязи. К числу свойств металлов и сплавов относятся: механические (прочность, вязкость и твердость), химические (сопротивление действию агрессивной среды), физические (магнитные, электрические, объемные и тепловые), технологические (жидкотекучесть, штампуемость. обрабатываемость режущим инструментом, прокаливаемость).
Для истории металловедения характерны следующие три периода.
Первый период (до 1920 г.), во время которого были заложены основы металловедения и создано общее представление о металлах и сплавах. Это было сделано на основе исследования их строения как невооруженным глазом, так и под металлографическим микроскопом и путем обычных методов лабораторных испытаний их свойств.
Второй период (с 1920 по 1950 гг.), когда удалось создать ясное представление о расположении атомов в идеальных кристаллах металлов и о процессах, происходящих в них, на основе результатов рентгеноструктурного анализа и более тонких и всесторонних методов лабораторных исследований.
Однако оказалось, что наиболее важные свойства практических металлов определяются не идеальным расположением атомов в металлических кристаллах, а нарушениями такого расположения, т. е. дефектами их строения.
Третий период (после 1950 г.) связан с появлением гораздо более эффективного, чем рентгеновские лучи, ядерного излучения (быстрые нейтроны, а-частицы и т. д.), что наряду с применением электронной микроскопии и других совершенных методов лабораторного исследования обеспечило возможность более глубокого и всестороннего изучения строения реальных металлов. В кристаллах металлов удалось изменять расположение атомов, создавать там различные дефекты строения и изучать их взаимодействие, от которого зависят важнейшие свойства реальных металлов.
Благодаря этому металловедение может не только объяснять строение и свойства металлов и сплавов, но и предвидеть их, а также изменять их в желательном для производства и эксплуатации направлении.
Современное металловедение обобщает и использует практический опыт многочисленных научных и промышленных лабораторий на основе последних достижений физики и физической химии. Все это позволило создать в металловедении ряд передовых теорий,
6
Введение
позволивших не только усовершенствовать ряд заводских технологических процессов, но и создавать новые процессы, способствующие развитию машиностроения и металлургии.
Быстрое развитие металловедения в XIX в. явилось результатом работы ученых ряда стран; к их числу относятся: в России — П. П. Аносов. Д. К. Чернов. Н. В. Калакуцкий; во Франции — Ф. Осмонд, А. Портвен; в Германии — Г. Там-ман; в Англии — Робертс-Аустен, В. Розенгейн; в США — Г. М. Хоу, А. Совер.
П. П. Аносов (1797—1851 гг.) создал на Златоустовском заводе основы производства качественной литой стали и исследовал влияние на нее марганца, хрома, титана и других элементов.
Имя П. П. Аносова связано с открытием утерянного секрета производства булатных клинков, изучением строения стальных слитков, применением в 1831 г. микроскопа для исследования стали и, наконец, с открытием газовой цементации (науглероживания) стали.
Основоположником металловедения является крупнейший русский ученый Д. К. Чернов (1839—1921 гг.), который, работая на Обуховском заводе, в 1868 г. сделал свое замечательное открытие критических точек стали и установил связь между ними и изменениями в структуре и свойствах стали. В те времена еще не было термоэлектрического пирометра и металлографического микроскопа, и Д. К- Чернову в его открытиях помогла его исключительная наблюдательность.
Идеи Д. К. Чернова были подтверждены и развиты французским ученым Ф. Осмондом, который уже измерял температуру стали термоэлектрическим пирометром, пользовался металлографическим микроскопом, созданным его соотечественником Ле-Шателье, и написал в 1895 г. книгу «О микроскопической металлографии».
В 1878 г. Д. К. Чернов опубликовал свою новую работу «Исгледовання, относящиеся к структуре литых стальных болванок», в которой развил свои идеи о кристаллизации стали и центрах кристаллизации, выделении газов и изменении объема при переходе стали из жидкого состояния в твердое и химической несднородности стали.
В 1884 г. Д. К. Чернов впервые описал линии скольжения на поверхности деформированной стали.
В 1885 г. Д. К. Чернов установил, что закалку стали можно производить не только в воде и масле, но и в горячих средах. Он закаливал сталь в расплавлением сплаве свинца с оловом при 200°. Это открытие имело большее практическое и теоретическое значение.
С 1889 г. Д. К. Чернов, работая в Артиллерийской академии, опубликовал ряд работ по бронебойным снарядам и разгару стволов орудий, которые до сих пор сохраняют свое практическое значение.
Важный вклад в развитие основ металловедения сделан Н. В. Калакуцким, выпустившим в 1887 г. книгу «Исследование напряжений в чугуне и стали», которая подвела итоги его многолетних трудов в этой сбласти.
Н. В. Калакуцкий установил, что изготовление многих деталей было бы гораздо совершеннее, если бы изучались внутренние напряжения, возникающие в них. Он писал, что исследование разрушенных при эксплуатации коленчатых валов, штоков, крупных цилиндров и труб показали, что качество их металла хорошее и что причины их поломок и разрывов следует искать в распределении внутренних напряжений. Учет этих напряжений позволил бы устранить разрушение деталей. Н. В. Калакуцкий первым показал, что, создавая в деталях благоприятнее распределение внутренних напряжений (сжимающие напряжения на поверхности), можно значительно повысить их прочность. Этот вывод широко используется в современном машиностроении.
Не менее важным является существенное влияние напряжений на основные факторы, стимулирующие или тормозящие сбразование и изменение структуры металлов и сплавов, например прн процессах кристаллизации, диффузии и термической обработки.
Дальнейшие успехи металловедения как в нашей стране, так и за рубежом связаны с работой большого количества ученых и работников производства н с развитием ряда научных школ и направлений.
Введение
7
В СССР особенно возросла роль металловедения после Великой Октябрьской социалистической революции. Была восстановлена н создана мощная металлургическая и машиностроительная промышленность и организованы многочисленные институты и заводские лаборатории, в которых работает огромная армия исследователей.
Курс металловедения состоит из двух основных частей. В первой, общей, части излагаются теоретические основы металловедения, кристаллическое строение металлов и теория сплавов, учение о пластической деформации, диаграмма железоуглеродистых сплавов, а также основы термической и химико-термической обработки; во второй, специальной, части описаны конструкционные и инструментальные стали, стали и сплавы с особыми физическими и химическими свойствами, цветные и порошковые сплавы.
В современной технике чаще применяются сплавы железа, которые наиболее доступны и дешевы, — сталь и чугун. Поэтому в курсе металловедения им отводится значительное место. В связи с прогрессом техники увеличивается применение цветных сплавов. Значение цветных сплавов в современном машинострсении достаточно велико, хотя объем производства этих сплавов во много раз уступает объему производства стали и чугуна.
Из цветных металлов наибольшее значение для техники имеет алюминий — металл, наиболее распространенный в земной коре.
Следующее за ним место занимают медь, цинк и свинец, а затем марганец, кремний и хром, необходимые при производстве стали, и легкие металлы — магний и титан.
Для ядерпой промышленности большое значение имеют уран, плутоний, торий, цирконий н бериллий. Для полупроводников применяются германий и кремний, от которых требуется очень высокая чистота.
Необходимо подчеркнуть, что в современном машиностроении в большинстве случаев применяются недорогие и недсфицитные материалы; однако при правильном выборе их и надлежащей термической обработке эти материалы позволяют получить изделия самого высокого качества. При выборе материала и его термической обработке приходится учитывать все возрастающие требования конструктора к повышению механических свойств и облегчению веса деталей машин. Неменьшие требования предъявляет к металлу технолог. Он стремится применять металлы, хорошо обрабатывающиеся режущим инструментом, с хорошими литейными качествами, штампуемостыо в холодном и горячем состоянии, свариваемостью и т. п.
ЛИТЕРАТУРА
Аносов П. П., Собрание сочинений, АН СССР, 1954.
Богачев И. Н., П. П. Аносов и секрет булата, Машгиз, 1952.
Данилевский В. В., Русская техника, Лениздат, 1949.
Пешкин И., Великий русский металлург П. П. Аносов, Челябинское облает ное государственное издательство, 1951.
Русские ученые-металловеды. Жизнь, деятельность и избранные труды, Сб. Машгиз, 1951.
Сидорин И. И., Роль русской науки в развитии металловедения и термине ской обработки металлов, вып. 1 и 2, Машгиз, 1948—1951.
Д. К Чернов и наука о металлах, Сб., Металлургиздат, 1950.
Черняк А. Я. и др., Русский металловед Н. В. Калакуцкий, Машгиз, 1951.
ГЛАВА I
КРИСТАЛЛИЧЕСКАЯ СТРУКТУРА МЕТАЛЛОВ
1. КРИСТАЛЛИЧЕСКОЕ СТРОЕНИЕ МЕТАЛЛОВ
Понятие о металлах. Великий русский ученый М. В. Ломоносов первый дал наиболее ясное определение металла. Он писал: «Металлы суть светлые тела, которые ковать можно». В настоящее время к этому основному признаку металлов следует добавить еще их высокую электро- и теплопроводность. В периодической системе элементов Менделеева (фиг. 1) элементы с преобладающими металлическими свойствами расположены левее жирной черной черты; они составляют примерно 3/4 всех элементов. Атомы металлов характеризуются малым количеством (1—2) электронов на наружной электронной оболочке.
В отличие от неметаллов атомы металлов легко отдают свои внешние электроны и превращаются в положительно заряженные ионы. Высокая электро- и теплопроводность металлов, как и другие их характерные физические и химические свойства, хорошо объясняются легкостью отрыва у них внешних электронов.
Опыты, проведенные А. Г. Столетовым еще в 1889 г. в Москве, показали, что электроны в металле связаны непрочно.
Ионизационный потенциал, характеризующий связь электронов с ядром, является периодической функцией порядкового номера элемента в периодической системе Д. И. Менделеева.
Металлы имеют всего 1—2 электрона на наружной оболочке, поэтому их ионизационный потенциал невелик. Наименьшие потенциалы имеют щелочные металлы, у которых только один валентный электрон, слабо связанный с ионом.
Все металлы и металлические сплавы в твердом состоянии являются телами кристаллическими.
В отличие от аморфных тел (стекло, смола), имеющих хаотическое расположение атомов, в кристаллических телах, а поэтому и в металлах атомы занимают в пространстве строго определенные места, образуя так называемую пространственную или кристаллическую решетку.
Методы исследования структуры металлов. При лабораторных исследованиях кристаллической структуры металлов изучается макроструктура, микроструктура и атомная структура.
Кристаллическое строение металлов
9
	1	2	3	4	5	6	7	8	9	10	11	12	13	19	15	№	П	18
1	(1 н) 0 Водород	Условные обозначении кристаллической структуры элементов- О Кубическая	Q Гексагональная															1. н 0 водород	2 не 1 Гелий
2	3. Li □ Литий	Кубическая центрированная Кубическая типа алмаза					0 Гексагональная плотносложенная Q Тетрагональная					9. Be 0 бериллий	5 В ? бор	6. С иО Углерод	7. N Ош Азот	8. 0 ШО Кислород	9. F 2 Фтор	10. № □ Неон
3	11. № □ Натрий	Щ Кубическая сложная	<Гд> Ромбическая и ромбоэдрическая Переходные группы										12 Мд 0 Магний	13. At □ 9/кмиш1	19. Si И Кремний	15. Р Фосфор	16. 5 Сера	17. CL □ Хлор	18. Аг □ Аргон
9	19. К □ Калий	20. Со □ 0 Кальций	21 Sc 0 Скандий	22. Ti 0 □ Титан	23 V □ ванадий	29 Сг □ Хром	25. Мп Ш и ЕВ u Марганец	26. Fe □ □ Железо	27 Со 0а Кобальт	28. Ni □ Никель	29. Си □ Медь	30. Zn 0 Цинк	31. Gd Галлий	32 Ge Германий	33 As Мышьяк	39. Se 0 Селен	35. Вг бром	38 Кг □ Криптон
5	37. Rb □ Рубидий	38. Sr □ Стронции	39. Y 0 Итрий	90. Zr 0В Цирконий	91 Nb □ Ниобий	92. Мо □ Малибдеь	93. Тс 2 Технеций	99. .Ru 0 Рутений	95 Rh □ Родий	96. Pd □ Палладий	97. Ад □ Серебро	98. Cd 0 Кадмий	99. In □ Индий	50. Зл Олабо	51. Sb Сурьма	52. Те 0 Теллур	53. 1 Иод	59. хе □ Ксенон
6	55. Cs □ Цезий	56 Ба □ барий	57-71 Редкие земли (лантал ниды)	72. Hf 0 Гафний	73. То □ Тантал	79. W □ Чолытран	75. R8 0 Рений	76. 03 0 Осмий	77. 1г □ Иридий	78. Pt □ Платина	79 Аи □ Золото	80. нд Ртуть	81 Т1 0П Таллий	82. Pb □ Свинец	83 Bi висмут	89 Ро 0 Полоний	85. At ? Астаты	86. Ял ? Радон
	87. Fr	88. Ro	89 Ас				А ктини		д ы			—						
7	2 Франции	2 Радий	2 Актини.	ради □ Торий	91. Ра 2 Протактиний	92 U Уран	93. Np Нептуний	99. Рц Плутоний	95 Ат Америций	96. Ст Кюрий	97. Бк Берке-лий	93. Cf Калифорний	99 Ел Эйнштейний	100. Fm Фермий	101. Mv Менделевий			
Редкие земли (лантаниды)
J 5!	1	JE 8*	|«Pm I 1 Поометшл	1- ЙЭД	J	8	| nnfi&i I 1	J 84	У&ний 1	Л s'1	«Ти 1 ТилиО 1	7ЙУЬ L Иттео&ш	Г’/йпеиий 1
Фиг. 1. Периодическая систс ма элементов Д. И. Менделеева.
10
Кристаллическая структура металлов
Макроструктурой называется строение металла, наблюдаемое на протравленном шлифе (фиг. 2, а) или в изломе и изучаемое невооруженным глазом или с помощью лупы с небольшим (не более чем в 10 раз) увеличением по шлифованной и протравленной соответствующими реактивами (обычно растворами кислот) поверхности макрошлифов или по излому. Несмотря на простоту, исследование макроструктуры дает общую картину кристаллического строения металла в больших объемах. Оно позволяет выбрать отдельно характерные участки для дальнейшего более детального исследования.
Микроструктурой называется небольшой участок поверхности металла, наблюдаемый с помощью оптического или электронного микроскопов
а)
б)
в)
Фиг. 2. Кристаллическая структура металлов:
<; — макроструктура слитка со столб-чатыми кристаллами; б — микроструктура из зерен ( X 100); в — атомная структура (схема расположения атомов в кристаллической решетке).
(фиг. 2, б). Оптический микроскоп позволяет исследовать строение металлов с увеличениями от 10 до 2000 раз на специально приготовленных образцах (микрошлифах), у которых одна из плоскостей тщательно шлифуется, полируется и протравляется. Исследование структуры металлов с помощью оптического микроскопа широко применяется как в научных, так и в производственных условиях.
Исследования кристаллической структуры при больших увеличениях, в десятки и даже сотни тысяч раз, производятся с помощью электронного микроскопа.
Атомной структурой металлов называется пространственное расположение атомов в их кристаллической решетке (фиг. 2, в). Она исследуется с помощью рентгенографического структурного анализа, который позволяет не только определить расположение атомов в кристаллической решетке но и измерить расстояние между ними.
Рентгенографический структурный анализ основан на диффракции (отражении) рентгеновских лучей рядами атомов в кристаллической решетке. Как известно из физики, зная длину волны у монохроматического пучка рентгеновских лучей, можно определить расстояние между рядами атомов и воспроизвести пространственное расположение атомов.
Кристаллическое строение металлов
11
Фиг. 3. Расположение атомов в элементарных ячейках кристаллических решеток:
и — центрированной кубической; б — гранецентрированной кубической; в — плотносложенной гексагональной.
Кристаллические решетки различных металлов и металлоидов. Основы кристаллографии, теория кристаллических решеток и гипотеза о закономерном размещении атомов в кристаллах были разработаны в XIX в. выдающимся русским ученым Е. С. Федоровым и продолжены его учениками и последователями. Применение рентгенографического структурного анализа в дальнейшем подтвердило правильность еыводовЕ. С. Федорова.
Как уже указывалось, металлы, находящиеся в твердом состоянии, имеют правильное расположение атомов, образующих так называемую кристаллическую или пространственную решетку. Решетка состоит из ряда параллельных кристаллографических плоскостей, отстоящих друг от друга на определенных расстояниях.
Большинство важнейших металлов имеет простые кристаллические решетки: центрированную кубическую (фиг. 3, а), гранецентриро-вапную кубическую, отличающуюся плотной упаковкой атомов (фиг. 3, б), или гексагональную плотносложенную (фиг. 3, в).
Полную картину кристаллического строения различных металлов и неметаллов, определенного с помощью рентгеновского структурного анализа, дает фиг. 1, основой которой является перио
дическая система Д И Менделеева. Как видно из фиг. 1, кроме рассмотренных трех простейших кристаллических систем, наиболее распространенных, существует еще несколько типичных решеток. При этом элементы одной группы и элементы, находящиеся близко друг от друга в периодической системе, часто имеют одинаковый тип решетки.
1.	a-железо, хром, вольфрам, молибден, ванадий, натрий, литий и другие элементы имеют решетку центрированного куба; в элемен
12
Кристаллическая структура металлов
тарной ячейке куба (фиг. 3, а) атомы расположены по узлам решетки и один атом — в центре куба.
2.	у-железо, алюминий, медь, никель, 0-кобальт, свинец, серебро, золото, платина и др. имеют решетку гранецентрированного куба, в элементарной ячейке которого (фиг. 3, б) атомы расположены по узлам решетки куба и в центре каждой грани.
3.	Цинк, а-кобальт, кадмий, магний, титан и цирконий имеют гексагональную решетку в виде шестигранной призмы (фиг. 3, в); расположение атомов в ней обнаруживает их плотную упаковку.
4.	Углерод в виде графита имеет гексагональную решетку, а алмаз — характерную двойную кубическую решетку, кремний и а-олово имеют решетку типа алмаза, а 0-олово — центрированную тетрагональную решетку; а-марганец имеет очень сложную кубическую решетку с 58 атомами в элементарной ячейке, а р-марга-нец—с 20 атомами.
Размеры кристаллической решетки характеризуются параметрами или постоянными решетки. Кубическую систему определяет один параметр—длина ребра куба (фиг. 3, а). Гексагональная решетка характеризуется двумя параметрами а и с (фиг. 3, в) или отношением -у . В случае плотно упакованной гексагональной решетки отношение -у всегда имеет постоянную величину 1,633.
Параметр кристаллической решетки измеряется в килоиксах (1 кХ = 1,00202-10-8 см) *.
Для большинства металлов, кристаллизующихся в кубической системе, параметр решетки лежит в сравнительно узких пределах 2,8—6 кХ. Например, параметр гранецентрированной кубической решетки алюминия составляет 4,04 кХ, а меди — 3,61 кХ. Параметр решетки ванадия, имеющего структуру объемноцентрированного куба, равен 3,03 кХ. Магнию свойственна компактная гексагональная решетка с параметрами: а = 3,20 кХ; с = 5,20 кХ.
Плотность кристаллической решетки и многие свойства металла определяются координационным числом.
Каждую из кристаллических решеток можно характеризовать числом равноудаленных ближайших соседей каждого атома, которое и называется координационным. Например, в кристаллической решетке объемноцентрированного куба (фиг. 4) каждый атом имеет восемь ближайших соседей или связей, поэтому ее координационное число 8 и обозначается К8.
В плотносложенной решетке гранецентрированного куба и в плотносложенной гексагональной решетке каждый атом окружен двенадцатью соседями, следова-
* Ранее параметры решетки давались в ангстремах (1 А = К)-8 см), а в кристаллографии за единицу измерения принимался икс X = 10—3 А и килоикс кХ — 1 А; при этсм эталоном измерения служил параметр решетки кальцита, принятый на основе старых измерений за 3,02945 кХ или А. Однако позднейшие прецизионные измерения заставили уточнить величину этого эталона, для чего пришлось отказаться от измерений в ангстремах и перейти на килоиксы. приняв 1 кХ = 1,00202 А.
Кристаллическое строение металлов
13
тельно, координационное число равно 12 и обозначается соответственно К12 и Г12.
30 металлов из общего числа 51 имеют кубическую гранецентрированную и гексагональную решетки. Решетку объемнонентрированного куба имеют 15 металлических
элементов.
Элементы, имеющие другие кристаллические решетки, определяются более низкими координационными числами, например иод — числом 1, селен и теллур — 2, сурьма — 3, углерод (алмаз) — 4 и т. д.
Чем больше координационное число, т. е. чем больше соседей у каждого атома
в пространственной решетке, тем выше ее объемная плотность.
Действительно, если принять, что атомы имеют сферическую форму, то в объемно-центрированной кубической решетке с координационным числом 8 (К8) степень
заполнения ее атомами составляет 68%, а в гранецентрированной кубической и гексагональной решетках с координационным числом 12 (К12 и Г12) —74%.
При координационном числе 6 объем, занимаемый атомами, около 50%, а при координационном числе 4 (алмаз) —всего лишь 33% объема.
Таким образом, гранецентрированная кубическая и плотно упакованная гексагональная решетки являются наиболее компактными.
Атомы, принадлежащие данной элементарной ячейке, составляют так называемый базис решетки.
Если учесть, что кристаллическая решетка представляет повторение элементарных ячеек по всему объему кристалла, то можно установить число атомов, принадлежащих данной ячейке.
Например, гранецентрированной кубической решетке принадлежат только четыре атома, а не 14,
Фиг. 4. Связи в решетке объемнонентрированного куба.
как может показаться на первый взгляд. Проверим это подсчетом. В первичной ячейке этой решетки имеется восемь узловых атомов, но каж-
дый из этих атомов одновременно принадлежит восьми соседним ячейкам.
следовательно, на каждую ячейку приходится лишь */8 каждого узлового атома или всего 8 X */8 = 1 атом. Атомы, расположенные в центре каждой грани, принадлежат двум соседним ячейкам, следовательно, на долю каждой ячейки приходится только 1/2 такого атома, а так как всех граней у ячейки 6, то всего таких атомов на долю ячейки приходится 6 X = 3 атома. Суммарный подсчет дает всего только 4 атома, приходящихся на каждую ячейку (1 + 3 = 4).
Аналогичный подсчет показывает, что объемноцентрироваиной решетке принадлежат только два атома (х/8 X 8 + 1=2).
Одной из важнейших проблем теории кристаллического строения металлов является вопрос о связи атомов в кристаллической решетке.
В металлах и их сплавах существует так называемая металлическая связь, сущность которой сводится к следующему.
Все или часть атомов, находящихся в узлах кристаллической решетки, отдают свои валентные электроны и становятся положительно заряженными. Следовательно, в узлах кристаллической решетки находятся положительно заряженные ионы и отчасти могут находиться и нейтральные атомы, а пространство между ними заполнено отрицательно заряженными электронами — «электронным газом» (фиг 5).
Находящиеся между ионами электроны все время перемещаются наподобие частиц идеального газа. Однако их перемещение в отличие от молекул газа не свободно, а ограничено притяжением
14
Кристаллическая структура металлов
Фиг. 5. Схема строения металла.
близлежащих ионов. Металлическая связь обусловливается взаимодействием ионов и электронов между собой.
Ионы и атомы в узлах решетки колеблются вокруг некоторой средней точки и при этом могут меняться местами, а также попадать в промежутки решетки, оставляя некоторые узлы в решетке свободными. Амплитуда колебаний ионов и атомов увеличивается с повышением температуры.
В твердом или жидком металле непрерывно происходит отрыв одних валентных электронов у атомов и присоединение их к ионам так. что образуется состояние подвижного равновесия, при котором в свободном состоянии находится определенное количество электронов. Чем больше у металла свободных электронов (коллективизированных), тем характернее его «металлические» свойства, например повышенная электро- и теплопроводность.
Элементы с очень малым числом свободных электронов имеют пониженные электропроводность и пластичность.
Металлическая связь обеспечи
вается взаимодействием сил электростатического притяжения и отталкивания между электронами и ионами. Такое взаимодействие и препятствует разрушению кристаллической решетки.
Положительно заряженные ионы и коллективизированные отрицательно заряженные электроны взаимно притягиваются между собой. Силы притяжения уравновешиваются силами взаимного отталкивания ионов между собой, а также силами взаимного отталкивания, вызываемыми движением электронов.
Кристаллографические плоскости. Направления кристаллографических плоскостей относительно выбранных осей координат определяются особыми индексами. В кристаллографии эти индексы определяют не фактическое положение данной плоскости, а только ее направление относительно осей координат; поэтому индексы характеризуют не какую-нибудь определенную плоскость, а целое семейство одинаково направленных, параллельных плоскостей и выражаются отвлеченными числами.
Для определения индексов кристаллографической плоскости необходимо:
1)	измерить отрезки, которые она отсекает от осей координат, но не в килоик-сах, а в отвлеченных единицах; за единицу для каждой оси координат принимается длина соответствующей стороны (ребра) элементарной ячейки, например стороны (ребра) куба;
2)	взять обратные величины этих чисел;
3)	привести отношение этих трех полученных значений к соотношению трех простых целых чисел.
Например, в простой кубической системе (фиг 6) направление кристаллической плоскости АВС относительно осей ксопдинат OX OY, 0Z мгжно определить отрезками (CM, ОВ и ОС), которые здесь равны стороне (ребру) куба, поэтому равны между собой, условно принимаются равными единице и будут соответственно равны I,
Кристаллическое строение металлов
15
1 и 1. Плоскость AEGF отсекает от осей координат отрезки, равные 1, оо и оо; плоскость ABDE соответственно 1; 1 и оо.
Берем обратные значения этих величин, которые принято писать без разделения запятыми и в скобках: для плоскости АВС — (111), для плоскости AEGF — (100), для плоскости ABDE — (ПО).
Все числа получились простыми целыми, и приведения здесь не потребовалось.
Таким образом, направления кристаллографических плоскостей кубической системы обозначаются следующими индексами:
плоскость октаэдра АВС— (111);
плоскость, куба AEGF — (100);
плоскость ромбического додэкаэдра ABDE — (НО).
Аллотропия металлов. Аллотропией называется способность одного и того же элемента при различной температуре иметь разную кристаллическую решетку, а следовательно, и свойства. Аллотропические превращения сопровождаются выделением или поглощением тепла. Различные
аллотропические видоизменения эле- Фиг. 6. Атомные плоскости (грани) ментов принято обозначать гречески- в элементарной кубической ячейке, ми буквами а, р, у, 6 и т. д., причем букву а присваивают той аллотропической форме, которая существует при самой низкой температуре.
Например, от температуры плавления и до 18° устойчивым является белое Р-олово с тетрагональной центрированной кристаллической решеткой, которое при температуре ниже 18° может превратиться в порошок серого а-олова («оловянная чума»), так как ниже 18° у него устойчивой является кубическая кристаллическая решетка типа алмаза.
Железо и некоторые другие металлы (табл. 1) при разных температурах имеют неодинаковую кристаллическую решетку, т. е. встречаются в различных аллотропических формах (модификациях).
Анизотропия кристаллов. Анизотропией называется различие свойств кристаллов в направлениях различных кристаллографических плоскостей. Вследствие правильного расположения атомов в кристаллической решетке атомная плотность или количество атомов на кристаллографических плоскостях разного направления различна, поэтому и многие свойства кристаллов (механические, химические, магнитные, скорость растворения, скорость роста) в разных направлениях различны. Свойства же, определяемые всем объемом вещества (плотность, теплоемкость, температура плавления), в разных направлениях одинаковы.
Анизотропия кристаллов, подтвержденная опытом, имеет в технике большое практическое значение.
У аморфных тел насыщенность атомами, расположенными беспорядочно и случайно, в разных направлениях одинакова; поэтому
16
Кристаллическая структура металлов
Таблица 1
Аллотропические формы металлов
Металл	Аллотропическая форма	Область температур устойчивого СОСТОЯЛИ 1	Кристаллическая решетка
Со	а р	До 420° От 420° до температуры плавления	Гексагональная плотносложенная Кубическая гранецентрированная
Fe	а (Р, Ь) У	До 910° и от 1390° до тем пер ату ры пл а вл е-ния 910—1390°	Кубическая объемноцент-рированная Кубическая гранецентрированная
Мп	а ₽ Y	До 742° 742—1192° От 1192° до температуры плавления	Кубическая сложная многоатомная То же Тетрагональная гранецентрированная
Sn	а ₽	До 18° От 18° до температуры плавления	Кубическая типа алмаза Тетрагональная центрированная
и свойства их одинаковы в разных направлениях. Такие тела называются изотропными.
Поликристаллическое состояние. Структура применяемых в технике металлов обычно представляет собой большое количество кристаллических зерен (фиг. 7, а), т. е. в реальных условиях металл — тело поликристаллическое.
Каждое из этих отдельных зерен 1 с известным приближением имеет правильную кристаллическую решетку, поэтому анизотропно, т. е. в разных направлениях имеет различные свойства. Если металл состоит из большого количества различно ориентированных зерен, то свойства металла в различных направлениях могут быть одинаковы; такие металлы называют квазиизотропными.
Если в структуре такого металла создается одинаковая, как говорят, предпочтительная ориентация у составляющих ее отдель
1 В настоящее время установлено, что каждое зерно может состоять из множества блоков (фиг. 7, б) или субзерен с размерами порядка 10—4 — 10—6 см, повернутых относительно друг друга на незначительный угол, например от нескольких минут до 1—2°.
Строение реальных кристаллов металлов
17
ных зерен (кристаллов), например после холодной прокатки листовой стали, то появляется анизотропия свойств, т. е. различные механические свойства стали вдоль и поперек прокатки, что затрудняет ее дальнейшую холодную штамповку.
Однако явление анизотропии — различие в механических, физических и химических свойствах в зависимости от направления — иногда можно с большой пользой применить в технике. Например
различная скорость растворения
кислотами разных кристаллогра-
Фиг. 7. Структура поликристаллического металла: а — схема; б — блочная структура зерен. ХбОО.
фических плоскостей кристаллов используется при травлении металлографических шлифов для выявления их структуры.
Можно добиться значительного снижения потерь в трансформаторной стали путем создания в ней холодной прокаткой предпочтительной ориентации зерен, а следовательно, и анизотропии магнитных и электрических свойств. Путем создания анизотропии и неодинаковых механических свойств можно также значительно повысить модуль упругости металла в определенном направлении.
2. СТРОЕНИЕ РЕАЛЬНЫХ КРИСТАЛЛОВ МЕТАЛЛОВ
В настоящее время установлено, что реальные кристаллы металлов, в отличие от идеальных, обладают рядом структурных несовершенств или дефектов, т. е. отклонений от правильного геометрического строения. Оказалось, что многие очень важные механические и физические свойства и процессы, происходящие в структуре металлов, тесно связаны с несовершенствами (дефектами) строения их кристаллов, которые обычно разделяют на три группы — точечные, линейные и поверхностные.
2 Болховитинов Н. Ф.
18
Кристаллическая структура металлов
1.	Точечные дефекты, или несовершенства, размер которых мал во всех трех измерениях. К ним относятся вакансии (фиг. 8, а) — свободные узлы в атомно-кристалли
ческой решетке — и промежуточные атомы, смещенные в меж-
узлия, или смещения (фиг. 8, а), а также атомы примесей,
которые могут или замещать атомы металла в решетке, или быть
внедренными в ее межузлия. Вакансии, промежуточные атомы
и атомы примесей искажают атомно-кристаллическую решетку основного металла.
При повышении температуры и увеличении амплитуды колебаний атомов в кристаллической решет-
Фиг. 8. Точечные несовершенства:
а — вакансии и промежуточные атомы; б — вакансия; в — промежуточный атом; г — вакансия и промежуточный атом или дефект Френкеля; д — атом примеси.
ке имеется вероятность выхода некоторых атомов из узлов решетки с образованием вакансии (фиг. 8, б) или образования промежуточных атомов (фиг. 8, в). При этом возможны следующие случаи: атом из узла перемещается в дислокацию или из нее (см. ниже), или, что бывает реже, вышедший из узла атом помещается, как это может быть у щелочных металлов, в межузлия решетки (фиг. 8, г).
В атомно-кристаллической решетке реальных кристаллов наблюдается очень небольшое количество вакансий: подавляющее большинство атомов в узлах решетки расположено в правильной последовательности и только в некоторых, очень немногих, узлах решетки они отсутствуют.
Что касается примесей (фиг. 8, д), то самое незначительное их количество, даже тысячные доли процента, вносит большое количество посторонних атомов на 1 мм3 решетки кристалла и образует в ней массу очагов искажений и неоднородностей.
Строение реальных кристаллов металлов
19
Вследствие случайности теплового движения атомов в решетке кристалла в отдельных участках наблюдаются скопления вакансий, промежуточных атомов и атомов примесей, вызывающие местные отклонения энергии тепловых колебаний и плотности упаковки атомов от их среднестатистического значения. Эти отклонения называются флуктуациями.
Благодаря тепловому движению атомов вакансии, смещения и при
меси могут изменять свое положение, т. е. перемещаться в решетке.
Переход атомов из одних равновесных положений в их решетке
в другие называют самодиффузи точная энергия, необходимая для само-диффузии, называется энергией активации, или энергией разрыхления решетки.
Энергией активации Q, измеряемой в калориях на грамм-атом или грамм-моль, является работа, необходимая для преодоления энергетического барьера при выходе данного атома из его атомного окружения, где он имел избыток свободной энергии, и перехода в другое, с меньшей свободной энергией.
Наглядно это можно представить в виде схемы (фиг. 9). Шарик А (атом)
ей, а наименьшая избы-
Фиг. 9. Схема, характеризующая преодоление энергетического барьера Q, необходимого для перехода атома в состояние с меньшей свободной энергией.
должен раскачаться и перескочить че-
рез барьер высотой Q, чтобы перейти в более низкое положение А'. Чем ниже высота Q этого барьера, т. е. чем ниже энергия актива-
ции, тем легче атому перескочить в другое положение.
При повышении температуры тепловые движения атомов — средняя амплитуда их колебаний — увеличиваются и количество вакансий возрастает. Однако до температуры плавления количество вакансий невелико и обычно не превышает 1—2%.
2.	Линейные дефекты, или несовершенства, размер которых мал только в двух измерениях.
В противоположность точечным дефектам, ограниченным во всех направлениях, линейные несовершенства распространяются на значительную длину.
Важнейшим типом линейных дефектов являются дислокации, которые отличаются высокой устойчивостью; в дальнейшем они будут рассмотрены подробно. К линейным дефектам также относятся цепочки вакансий и других точечных дефектов.
3.	Поверхностные дефекты, или несоверше н-с т в а, размер которых мал только в одном направлении. К поверхностным дефектам относятся границы между блоками (см, стр. 151) и между зернами или двойниковые границы (см. стр. 141), поверхности раздела между твердыми фазами, ошибки упаковки и сво
20
Кристаллическая структура металлов
бодные поверхности. В этих случаях несовершенная область является поверхностью, простирающейся внутрь кристалла.
Необходимо отметить, что и дефекты кристаллической решетки металлов, и атомы примесей не являются неподвижными, а в процессе пластической деформации и самодиффузии непрерывно перемещаются.
Дислокации. В течение последних 25 лет появилось большое количество теоретических и экспериментальных работ по дислокациям; среди них выделяются труды Коттрелла, Мотта, Тейлора и Франка (Англия), Рида и Шокли (США), Фриделя (Франция) и многих ученых в других странах. В СССР в настоящее время по дислокации работает ряд ученых, выдающихся специалистов по кристаллографии, физике металлов и металловедению.
Теория дислокаций является одной из физических основ современного металловедения и помогает не только объяснить механизм ряда важнейших процессов, происходящих в структуре металлов, но и предвидеть новые опытные факты.
Представление о дислокациях вначале было введено в науку чисто умозрительно и многим казалось искусственным и надуманным, но в дальнейшем получило ряд опытных доказательств и стало общепризнанным.
Практически низкая, определяемая экспериментально, прочность металлов в сравнении с чрезвычайно высокой, рассчитанной теоретически, прочностью лучше всего объясняется тем, что при деформации сдвиг на кристаллографических плоскостях металла происходит не сразу, а постепенно, т. е. без одновременного разрыва связей всех находящихся на каждой из них атомов. Такой сдвиг охватывает последовательно один за другим отдельные ограниченные, с очень небольшим количеством атомов участки кристаллографической плоскости, где происходит скольжение, и требует примерно от 100 до 1000 раз меньшего напряжения.
Допустим, что па такой плоскости скольжения имеется ограниченный небольшой участок А (фиг. 10, а), где сдвиг уже произошел, в то время как на остальной ее области В атомы сохранили первоначальное положение в решетке.
Тогда граница PQRS между сдвинутым участком решетки А и сохранившейся областью В и будет здесь дислокацией.
Важнейшей определяющей природу характеристикой дислокации является вектор сдвига или, как его обычно называют, вектор Бургере а. Он обозначает направление и расстояние, на которое атомы участка А сместились по отношению к атомам, находящимся в области В, т. е. под плоскостью скольжения. Вектор Бургерса характеризует величину искажения кристаллической решетки, а следовательно, и энергию ее искажения.
Для дислокаций характерно, что они своим движением в кристаллографической плоскости, где происходит скольжение, облег
Строение реальных кристаллов металлов
21
чают это скольжение (сдвиг), т. е. пластическую деформацию кристалла (см. главу VI).
Дислокации бывают краевые (линейные), винтовые и смешанные. Первоначально было введено понятие о краевых дислокациях. В дальнейшем это понятие было расширено, было введено понятие о винтовых дислокациях. Дислокации, представляющие комбинации краевых и винтовых, называют смешанными.
°)
Фиг. 10. Дислокации:
а — линия (петля) дислокации в плоскости скольжения; б •— схема образования краевой дислокации; в — пространственная схема краевой дислокации; г — схема расположения атомов в плоскости, перпендикулярной к ее оси AD.
Краевая (линейная) дислокация образуется следующим образом. Предположим, что к кристаллу (фиг. 10, б) приложено внешнее напряжение (в направлении вектора сдвига или вектора Бургерса), под действием которого произошел единичный сдвиг на одно межатомное расстояние охвативший не всю плоскость скольжения, а лишь часть ее (ABCD). В остальной части плоскости скольжения сдвиг отсутствует. Граница зоны сдвига AD, перпендикулярная к вектору (Бургерса), является краевой, или линейной, дислокацией.
Краевую дислокацию в кристалле можно представить и другим путем. Предположим, что верхняя часть кристалла, состоящего из кубов, отвечающих элементарным ячейкам его атомно-кристал
22
Кристаллическая структура металлов
лической решетки (фиг. 10, в), содержит на одну атомную плоскость больше, чем нижняя часть кристалла. Тогда такая полуплоскость (ABCD) является лишней. Искаженная область у края этой лишней полуплоскости (AD) называется краевой, или линейной, дислокацией, которая обозначена значком _]_• Кристаллическая решетка вокруг дислокации упруго искажена и является областью концентрации напряжения; образование такой области требует значительной затраты энергии. Однако если дислокация уже образовалась, то перемещается она сравнительно легко. Наиболее искаженная часть решетки вблизи AD является центром или ядром дислокации, ее ширина простирается всего на 2—5 периодов решетки, т. е. межатомных расстояний. Линия AD называется осью дислокации, причем длина ее, т. е. длина дислокации, может доходить до многих десятков тысяч периодов решетки. Естественно, что представленное на фиг. 10, г расположение атомов в плоскости, перпендикулярной к оси дислокации AD, является приближенным. Точное распределение атомов вблизи центра или ядра дислокации неизвестно.
В зависимости от положения лишней атомной полуплоскости АВ (фиг. 10, г) краевые дислокации могут быть положительными или отрицательными.
У положительных дислокаций лишняя атомная полуплоскость АВ расположена выше плоскости скольжения, а у отрицательных — ниже ее. При этом положительная дислокация образуется и перемещается в атомно-кристаллической решетке слева направо.
Отрицательная дислокация, наоборот, образуется и перемещается в атомно-кристаллической решетке справа налево.
Дислокации противоположных знаков при значительном сближении их в решетке притягиваются и могут взаимно погашать друг друга.
Наоборот, дислокации одного знака при значительном сближении их в решетке взаимно отталкиваются.
Ось краевой дислокации перпендикулярна вектору сдвига, что отличает ее от другого типа дислокации — винтовой.
Винтовая дислокация образуется также путем сдвига, по ее направление параллельно вектору сдвига, или вектору Бургерса (фиг. 11, а). Пусть кристалл, который условно на фиг. 11, а изображен состоящим из кубов, отвечающих элементарным ячейкам его атомно-кристаллической решетки, сдвинут в направлении вектора Бургерса. В результате неполного сдвига образовалась дислокация вокруг оси AD, которая в данном случае является винтовой, что становится очевидным при рассмотрении расположения атомов вокруг ее оси AD (фиг. 11,6). Плоскость рисунка параллельна плоскости скольжения. Белые кружки соответствуют атомам, находящимся на плоскости, расположенной непосредственно выше плоскости скольжения, а черные — атомам ниже ее. Винтовой же эта дислокация называется потому, что в данном случае кристалл можно рассматривать состоящим не из параллельных, расположенных друг
Строение реальных кристаллов металлов
23
над другом, атомных плоскостей, а в виде одной плоскости, закрученной по винту.
Винтовые дислокации могут быть или правого, или левого вращения; дислокация на фиг. 11,6 — левого вращения.
На фиг. 11, в дано схематическое изображение выхода винтовой дислокации па грань кристалла по Франку, который отмечает, что
А
Фиг. 11. Винтовая дислокация:
а — схема образования; б — схема расположения атомов вокруг оси винтовой дислокации AD; в — пространственная схема выхода винтовой дислокации на грань кристалла.
движение винтовых дислокаций в атомно-кристаллической решетке менее ограничено, чем линейных.
Обычно наблюдаются и более сложные — смешанные дислокации, представляющие комбинацию краевых и винтовых дислокаций. Например, дислокация на фиг. 10, а в точках R и Р, которые сдвинуты перпендикулярно вектору Бургерса, относится к краевым, а в точках Q и S, которые сдвинуты параллельно вектору Бургерса, — к винтовым. Остальные участки этой дислокации отвечают смешанным дислокациям, которые, в свою очередь, представляют комбинацию ряда краевых и винтовых дислокаций.
24
Кристаллическая структура металлов
Таким образом, термины «краевая» (линейная) и «винтовая» здесь характеризуют не всю смешанную дислокацию в целом, а лишь отдельные ее участки.
Перемещение дислокаций. Дислокации обладают свойством перемещаться в атомно-кристаллической решетке. Это перемещение осуществляется или путем скольжения, или путем восхождения.
Перемещение дислокации путем скольжения на плоскостях скольжения требует незначительного усилия, так как ее продвижение на одно междуатомное расстояние происходит путем лишь незначительной перестановки атомов в области дислокации.
Перемещение дислокаций путем восхождения, происходящее в направлении, перпендикулярном к плоскостям скольжения, осуществляется путем диффузионного механизма и требует значительных перемещений атомов и точечных дефектов в решетке. Например, при диффузии вакансии в краевую дислокацию ее лишняя полуплоскость сокращается на одно атомное расстояние. Наоборот, при диффузии атома из узла решетки в дислокацию там образуется новая вакансия, а за этот счет лишняя полуплоскость дислокации увеличивается на одно атомное расстояние. Подобным же образом действует диффузия в дислокацию промежуточного атома, в результате которой этот точечный дефект устраняется.
Следовательно, дислокация может явиться источником погашения существующих в решетке точечных дефектов или образования новых.
Благодаря восхождению дислокация может расположиться сразу на двух плоскостях скольжения и образовать порог.
Крупные атомы примесей, образующих с металлом твердые растворы внедрения, располагаются в растянутых зонах решетки вокруг дислокации, а мелкие — в сжатых. В результате и те, и другие образуют облако атомов вокруг дислокации и тормозят ее перемещение в решетке. Для дальнейшего перемещения дислокации ее необходимо оторвать от этого облака, называемого «атмосферой Коттрелла».
Пересечение дислокаций, образуя ступеньки, также тормозит их перемещение.
Дислокации, перемещающиеся путем скольжения, называются скользящими, а дислокации, которые путем скольжения двигаться не могут и перемещаются только путем диффузии, называются полу-закрепленными, или сидячими.
Дислокации не обязательно должны располагаться в плоскостях скольжения, —они могут отходить от них, соединяться с дру!ими дислокациями и образовывать пространственную сетку (фиг. 12) внутри решетки реального металла.
Краевая (линейная) дислокация, например, не может оканчиваться внутри кристалла, не давая начала винтовой дислокации.
Возникновение дислокаций. Дислокации возникают при образовании, росте и столкновении кристаллов; дислокации могут обра
Строение реальных кристаллов металлов
25
зоваться из колоний и цепочек вакансии. Много дислокаций возникает в процессе пластической деформации, и количество их возрастает по мере ее протекания.
Увеличение числа дислокаций при пластической деформации происходит при помощи так называемых источников Франка-Рида, которые возникают в месте пересечения дислокаций с плоскостью скольжения.
Фиг. 12. Сетка дислокаций:
а — схема; б — микроструктура при просвечивании рентгеновыми лучами (X 100).
На фиг. 13 дана схема действия источника Франка-Рида. Дислокация DD', вышедшая на активную плоскость скольжения и закрепления 1 в двух точках D и D', находится под действием равномерно распределенных напряжений (фиг. 13, а) и постепенно загибается ими в петлю, образуя дислокационный сегмент (фиг. 13, б). Если приложенное напряжение превышает критическое, то дислокация становится неустойчивой и распространяется неограниченно, — происходит пластическая деформация и развивающаяся петля растет симметрично (фиг. 13, в и г).
В положении на фиг. 13, д две части зоны сдвига замыкаются, в результате чего образуемая замкнутая петля дислокации и участок дислокации DD' готовы снова изгибаться и давать новую дислокацию в виде петли.
1 Существуют различные способы такого закрепления, например: а) соединение концов дислокации с другими дислокациями, не находящимися в плоскости скольжения, перемещение которых весьма затруднено, что и создает достаточное торможение точек D и D'; б) если на действующую плоскость скольжения вышла только одна часть дислокации, а остальная часть будет лежать на кристаллографических плоскостях, не способных к скольжению, то перемещение точек D и D' также будет заторможено.
26
Кристаллическая структура металлов
Таким образом, источник Франка-Рида, т. е. дислокационный сегмент, закрепленный в двух точках, вращаясь, действует непре-
sj	в)
Фиг. 13. Схема действия источника Франка-Рида.
рывно, как «дислокационная мельница», и производит замкнутые дислокационные петли (дислокации), которые, находясь на плоскости скольжения, могут резко снизить напряжение, необходимое для осуществления пластической деформации. В дальнейшем дислокации по мере увеличения их, взаимодействуя между собой, препятствуют перемещению друг друга и тормозят скольжение, что снова увеличивает сопротивление
пластической деформации.
Математическая теория дислокаций в настоящее время весьма обширна и сложна, поэтому рассматривать ее в общем курсе метал-
ловедения невозможно.
Большую помощь в понимании сущности дислокаций и закономерности их расположения и перемещения оказывает их моделирование и последующая киносъемка.
Моделирование дислокаций. Наглядный метод моделирования теории дислокаций был предложен Брэггом. В блюдо, наполненное раствором мыла в воде, вставляется тонкая стеклянная трубка, в которую под постоянным давлением вдувается воздух из газгольдера. Таким образом создается большое количество мелких мыльных пузырьков, которые плавают на поверхности воды; при постоянном давлении воздуха они имеют одинаковые размеры.
Взаимодействие пузырьков зависит от действия капиллярных сил, стягивающих пузырьки, и от отталкивающего давления на поверхностях их соприкосновения. Прн этом мелкие пузырьки оказываются более жесткими, а крупные—мягкими. Подбирая соответствующий размер пузырьков, можно сделать их взаимодействие похожим на поведение атомов данного металла, например пузырьки диаметром 1,2 мм по характеру их взаимодействия соответ-
Фиг. 14. Плоская модель из мыльных пузырьков для поли кристаллического металла (Брэгг).
ствуют поведению атомов меди.
Плавающие на поверхности воды мыльные пузырьки могут служить плоской моделью полнкррсталлнческого строения металлов (фиг. 14) и во многих отношениях воспроизводить свойства и поведение их атомов. На такой модели можно воспроиз-
Строение реальных кристаллов металлов
27
Фиг. 15. Модель из толстостенной резиновой трубы, иллюстрирующая возникновение дислокации: а — линейной (краевой); б — вин-ТОБОЙ.
вести и вакансии, и дислокации в решетке кристаллических зерен. Путем киносъемки можно изучать механизм перемещения и взаимодействия дислокаций, не прибегая к сложному математическому анализу.
Простейшая модель образования основных двух типов дислокаций может быть легко продемонстрирована на небольшом куске толстой резиновой трубы, отрезанной от шланга высокого давления. Для этого на куске трубы длиной около 100 мм делают с одной стороны разрез. Тогда при сдвиге верхней его части (фиг. 15, а) в направлении, перпендикулярном к оси трубы, можно продемонстрировать модель образования краевой (линейной) дислокации, а при сдвиге в направлении, параллельном к оси (фиг. 15, 6),—модель образования винтовой дислокации.
Для элементарной демонстрации возникновения, распределения и перемещения дислокаций применяются и другие более упрощенные модели, например из роликов или из мелких стальных шариков от шарикоподшипников.
Перемещение дислокаций можно также наглядно представить, наблюдая постепенное перемещение утолщения при движении дождевого червя.
Иногда дислокации сравнивают со складками на коврах. Длинный и тяжелый ковер трудно сдвинуть и переместить по полу, а путем постепенного перемещения складки его продвинуть гораздо легче.
Опытные доказательства существования дислокаций. При исследовании дислокаций и других несовершенств кристаллического строения пользуются следующими методами: 1) наблюдение дислокаций в атомно-кристаллической решетке при самых больших увеличениях под электронным микроскопом; 2) исследование тончайших пленок металлов на просвет под электрон
ным микроскопом; 3) выявление дислокаций путем травления; 4) выделение на дислокациях атомов примесей. Кроме того, дислокации и другие несовершенства решетки с успехом исследуются физическими методами.
1.	Наблюдение дислокаций в атомно-кристаллических решетках под электронным микроскопом стало возможно благодаря усовершенствованию их конструкции, позволяющей различать кристаллографические плоскости решетки с расстоянием друг от друга в 6,9 кХ. Это позволило исследовать решетку кристалла фталоцианина платины, у которого расстояние между плоскостями (201) около 12 кХ.
Электронная микрофотография тонкого монокристалла фталоцианина платины (фиг. 16, а) позволяет обнаружить изображения отдельных атомных плоскостей (201) с совершенной структурой. На другой электронной микрофотографии (фиг. 16, б) ясно видна краевая дислокация в кристаллической решетке фталоцианина платины, а иа фиг. 16, в дано схематическое изображение участка с краевой дислокацией. Они ясно показывают лишнюю полупластину — признак краевой дислокации.
Для металлов, у которых расстояния между атомными плоскостями меньше разрешающей способности современного электронного микроскопа, применяется метод рассмотрения муаровых моделей, позволяющий эффективно увеличивать изображение решетки. Для этого под электронным микроскопом просвечивают две тончайшие перекрывающие друг друга пленки двух металлов, кристаллические решетки которых имеют незначительную разницу в ориентации или в параметрах. Например, путем просвечивания тончайшей пленки золота, кристаллографическая плоскость (111) которой покрыта палладием, можно получить муаровую модель (фиг. 16, г) с двумя лишними полуплоскостями решетки.
28
Кристаллическая структура металлов
Преимуществом этого метода является возможность выявления атомной структуры вокруг дислокаций. Этот метод позволяет также наблюдать и перемещение дислокаций в кристаллической решетке.
2.	Наблюдение дислокаций и скоплений точечных дефектов на просвет под электронным микроскопом в тончайших пленках металлов и сплавов, например толщиной около 1000 кХ, является убедительным методом опытного доказательства их существования. Хотя плоскости атомно-кристаллической решетки здесь не выявляются, но дислокации и скопления точечных дефектов обнаруживаются
Фиг. 16. Электронная микроструктура кристаллов с краевыми дислокациями (Ментер);
а — совершенная^ структура плоскости (XI 500 000); б — краевая дислокация (XI 500 000); в — схема участка с краевой дислокацией; г—муаровая модель с двумя лишними полуплоскостями решетки (Х2 500 000).
г)
в виде темных линий, сеток и пятен благодаря увеличенной интенсивности брэгговского рассеяния электронов вблизи смещений атомов из их идеального положения в решетке.
Путем электролитического полирования или травления фольги толщиной около 0,2 мм (после деформации или отожженной) можно получить тончайшую металлическую пленку, толщиной около 1000 кХ, которая просвечивается пучком электронов. Существуют и другие методы получения таких пленок — срезы их с поверхности металлов с помощью ультрамикротома с алмазным ножом, осаждением паров металлов в вакууме и т. д.
В настоящее время просвечиванием тончайших пленок исследовано распределение и перемещение дислокаций у очень многих металлов и сплавов — железа, алюминия, меди, никеля, магния, урана, германия и т. д. Большинство дислокаций обнаруживается на границах блоков и зерен; внутри блоков и зерен их было мало.
Подвергая просвечиваемую на электронном микроскопе тончайшую пленку нагреву или нагружению, можно исследовать изменения в плотности и распределении дислокаций. Например, электронная микроструктура такой металлической пленки (фиг. (7. а} вблизи границы между зернами GHC обнаруживает движение дислокаций I и J резного знака в противоположных относительно друг друга направ
Строение реальных кристаллов металлов
29
лениях. Дислокация J сначала имела лунообразную форму вследствие торможения ее атомом примеси. Дислокации А и Е перемещаются в направлении, противоположном дислокации / (фиг. 17, б), и оставляют за собой следы (фиг. 17, в), указывающие на образование ими скоплений точечных дефектов.
Следует отметить, что метод электронного просвечивания металлических пленок не позволяет выявить пространственное распределение дислокаций в металле, и при утонении фольги возможно также небольшое перераспределение дислокаций.
Разновидностью описанного метода является просвечивание образцов металлов вместо электронного пучка рентгеновскими лучами, позволяющее исследовать толстые образцы и основанное также на изменении интенсивности брэгговского рассеяния
Фиг. 17. Электронная микрофотография тончайшей металлической пленки, иллюстрирующая наличие, перемещение и взаимодействие дислокаций и дефектов решетки (Херш); X 30 000.
у дислокаций, но пока оно применяется только для образцов с малой плотностью дислокаций.
3.	Обнаружение ямок (точек) травления в микроструктуре, в местах выхода дислокации па поверхность шлифа, где находится несовершенная область решетки, легче поддающаяся травлению, является также доказательством существования дислокаций как у металлов, так и у ионных кристаллов. Преимуществом этого метода является возможность обнаружения и исследования дислокаций не только при помощи электронного, но и обычного металлографического микроскопа. Особенно удобны здесь для исследования кристаллы фтористого лития LiF, у которых как у ионных кристаллов наблюдается высокое совершенство строения и малая плотность дислокаций — около 5-Ю1 на 1 см2. а также возможность легкого скалывания по плоскостям (100) без образования новых дислокаций.
Доказательством того, что ямки (точки) травления соответствуют расположению дислокаций, являются следующие факты:
а)	Травление отколовшихся друг от друга граней кристалла LiF обнаруживает тождественное расположение точек и ямок травления.
б)	По мере увеличения продолжительности травления число ямок остается постоянным, а вершины их перемещаются в глубь материала.
в)	После перемещения дислокации в новое место дно пирамидальной (остроконечной) ямки становится плоским, она перестает углубляться и растет только вширь (фиг. 18, а).
30
Кристаллическая структура металлов
г)	По расположению ямок травления и по их форме можно отличить линейные (краевые) дислокации от винтовых. Например, на фиг. 18, б вертикальные и горизонтальные ряды ямок располагаются на полосах скольжения и соответствуют линейным дислокациям, а диагональные ряды ямок — винтовым. Форма глубоких сильно протравленных ямок, вызванных краевыми дислокациями и расположенных перпендикулярно плоскости наблюдения (100), симметрична, а у винтовых дислокаций центр ямки смещен (фиг. 18, в).
6)
Фиг. 18. Ямки травления в месте выхода дислокаций на гранях кристаллов LiF (Гилмен):
а — перемещение дислокаций после отжига (Х500); б — расположение краевых и винтовых дислокаций, X 500; в — форма краевых и винтовых дис-локаций.
д)	По перемещению ямок травления после отжига можно судить о планомерном перемещении дислокаций как путем скольжения по плоскости скольжения, так и путем их диффузионного перемещения в направлении, перпендикулярном к плоскостям скольжения и называемом восхождением дислокаций. При этом диффузионное перемещение, или восхождение, дислокаций требует более высокой температуры отжига, нежели их перемещение по плоскости скольжения.
Уменьшение числа ямок травления после отжига отвечает взаимному погашению дислокаций противоположного знака.
е)	Хорошо выявляются ямки травления и у многих металлов и сплавов железа (фиг. 19, а), алюминия, хрома, германия, сплавов железа с кремнием и т. д. Электронная микрофотография отожженного чистого железа (фиг. 19, б) показывает расположение ямок травления по границам блоков зерен очень чистого отожженного
Строение реальных кристаллов металлов
31
железа; и здесь каждая ямка состоит из плоского участка с резко углубленной вершиной, расположенной вблизи центра. Плотность расположения точек и ямок травления на границах блоков соответствует рассчитанной по теории дислокаций.
а)
Фиг. 19. Дислокации на границах блоков в микроструктуре железа (Босуэлл).
4. Метод выделения (осаждения) атомов на дислокациях позволяет сделать их видимыми. Например, в прозрачных кристаллах бромистого серебра выделение атомов серебра окрашивает дислокации в черный цвет
и позволяет выявить пространственное их распределение в этих кристаллах; дислокации образуют здесь пространственную сетку. Недостаток этого метода заключается в том, что он требует нагрева, который вызывает перераспределение и погашение дислокаций.
С помощью метода выделения атомов меди на дислокациях в кремнии удалось обнаружить в его микроструктуре (фиг. 20) источник дислокаций Франка-Рида, что было предсказано ранее теоретически.
В СССР источник Франка-Рида был обнаружен в микроструктуре кадмия
А. А. Предводителевым и Н. А. Тяпуни- Фиг. 20. Источник Франка-Рида, обна-ной, которые пользовались для этого ме- руженный в микроструктуре кремния тодом избирательного электролитического	(Даш); Х300.
травления.
Для металлов метод выделения применяется для определения дислокаций только на поверхности микрошлифов, например для сплава алюминия с 4% меди.
5. Прочими опытными доказательствами существования дислокаций и выводов из их теории являются следующие факты, которые в дальнейшем будут подробно рассмотрены: а) обнаружение спиралей роста на гранях кристаллов, подтверждающее теорию Франка о дислокационном механизме процесса кристалли
32	Кристаллическая структура металлов
зации; б) высокая, приближающаяся к теоретической, прочность нитевидных кристаллов, подтверждающая теоретические выводы об отсутствии в иих дислокаций или невозможности их перемещения; в) планомерное перемещение дислокаций при нагреве деформированного металла и образование блочной структуры зерен, объясняющие механизм процесса полигонизации.
Природа границ зерен и блоков. Для границ блоков и зерен близкой ориентации в настоящее время разработана дислокационная теория, позволяющая делать предсказания экспериментальных фактов. На фиг. 21 (а и б) дана дислокационная модель соединения двух кристаллических зерен или блоков с простой кубической решеткой, у которых угол их относительного поворота 6 очень невелик, что означает небольшую разницу в их ориентации. В этой модели показано расположение краевых (линейных) дислокаций, обозначенных знаком J_.
При больших углах относительного поворота 0, т. е. при большой разнице в ориентировке соседних зерен, дислокаций становится так много, что расстояния между ними составляют Благодаря этому вся такая гра-и теоретические расчеты сильно
усложняются.
Из опытов известно, что границы зерен с большой разницей в ориентации протравливаются очень быстро благодаря выходу большого числа дислокаций па поверхность микрошлифа, где образуются сплошные борозды из точек травления. Наоборот, при травлении границ зерен близкой ориентации, и в особенности границ бло ков (см. фиг. 19), ясно различаются отдельные редкие точки травления, указывающие на меньшее число дислокаций и на большие расстояния между дислокациями
Плоская модель поликристалла из мелких мыльных пузырьков (см. фиг. 14) также показывает, что число дислокаций и других несовершенств на границах зерен тем больше, чем больше раз ница в ориентировке (в угле относительного поворота) соседних зерен.
Наличие большого количества дислокаций и других несовершенств на границах зерен и блоков, увеличивающих там запас свободной энергии, способствует диффузии в них атомов примесей, вакансий и смещений.
а)	б)
Фиг. 21. Дислокационная модель границы двух зерен с малым углом относительного поворота.
всего один-два атомных диаметра, ница становится разупорядоченной,
Процесс кристаллизации
33
В чистых металлах граница между зернами имеет толщину всего в несколько атомных диаметров, но в технических металлах и сплавах вследствие присутствия различных примесей в этом пограничном слое его толщина увеличивается до сотен и тысяч атомных диаметров.
Строение жидкого металла. Жидкий металл при температуре, близкой к точке плавления, близок по структуре к твердому кристаллическому металлу. Прежде считали, что в жидком состоянии металл даже около точки плавления по атомному строению напоминает газ. Однако сравнение скрытой теплоты плавления и скрытой теплоты испарения показывает, что последняя в 30—40 раз больше первой. Поэтому при переходе расплавленного металла в газ межатомные связи устраняются практически полностью, а при плавлении твердого металла они лишь немного ослабляются.
Тепловое движение атомов в реальных кристаллах сводится, с одной стороны, к колебаниям их относительно узлов решетки, а с другой, — к перескокам атомов с большим избытком энергии в промежутки решетки и из одного узла в другой. Все это приводит к смещению атомов в решетке и к образованию вакансий. До температуры плавления размеры этих смещений невелики, и кристаллическая решетка твердого металла мало отличается от правильной решетки идеального кристалла.
После перехода точки плавления количество смещенных атомов и вакансий возрастает так резко, что правильность размещения атомов в узлах решетки нарушается. Однако и после разрушения решетки у жидкого металла сохраняется, по крайней мере вблизи точки плавления, тот же характер колебательных движений атомов. Разница будет лишь в том, что центры этих колебаний уже не неподвижны, а периодически перемещаются.
Разрушение кристаллической решетки при плавлении металла еще не означает полного уничтожения упорядоченности в расположении атомов. Атомные связи при плавлении ослабляются сравнительно немного, и относительное размещение ближних атомов почти сохраняется. В. И. Данилов путем рентгеноструктурного анализа доказал, что у металлов с плотносложенной решеткой после расплавления дальний порядок, т. е. размещение атомов в узлах пространственной кристаллической решетки, нарушается, а ближний порядок, характеризующий правильность расположения ближних соседей данного атома, сохраняется.
3. ПРОЦЕСС КРИСТАЛЛИЗАЦИИ
Кристаллизация может происходить как при переходе из жидкого или парообразного состояния в твердое, так и в твердом состоянии при переходе металла из одной аллотропической формы в другую, что связано с изменением его кристаллической структуры.
Металлы и металлические сплавы в большинстве случаев получаются путем кристаллизации из жидкого состояния.
3 Болховитинов Н. Ф. 302
34
Кристаллическая структура металлов
Температура
Фиг. 22. Изменение запасов свободной энергии жидкого и твердого тела в зависимости от температуры.
На основании многолетних исследований и наблюдений над затвердеванием стальных слитков в производственных условиях Д. К. Чернов первым установил, что процесс кристаллизации состоит из следующих двух стадий:
1) образования центров кристаллизации или зародышей («зачатков»);
2) роста кристаллов вокруг этих центров.
Основной причиной и движущей силой процесса кристаллизации является стремление вещества к наименьшему запасу свободной энергии, т. е. к наиболее устойчивому термодинамическому состоянию.
Изменение свободной энергии при кристаллизации. На фиг. 22 даны кривые, которые характеризуют изменение свободной энергии жидкого Рж и твердого Fme металла в зависимости от температуры. Точка То, отвечающая пересечению кривых, соответствует равновесной температуре кристаллизации (плавления), когда свободные энергии жидкой и твер
дой фаз равны (Рж = Fme\. Процесс кристаллизации возможен лишь при наличии некоторой разности свободных энергий AF. Разность свободных энергий при температуре То равна нулю (Рж — Fme = 0), т. е. жидкий и твердый металлы находятся в равновесии. Следовательно, процесс кристаллизации из жидкого состояния возможен лишь при условии переохлаждения металла ниже равновесной температуры плавления То, когда запас свободной энергии металла Fm3 в твердом состоянии меньше, чем в жидком Рж.
Разность между теоретической и фактической температурой кристаллизации называют степенью переохлаждения. Чем сильнее степень переохлаждения, тем больше будет разность свободных энергий (Рж — Fms) и тем более вероятно существование кристаллов.
При температурах, близких к равновесной температуре кристаллизации (7^), создаются условия для образования в жидком металле атомных группировок ближнего порядка. Этому способствуют флуктуации, под которыми понимаются временные местные отклонения от средних значений распределения энергии, тепла, химического состава.
Наличие флуктуаций является одним из необходимых условий процесса кристаллизации.
В силу флуктуаций крупные группировки атомов ближнего порядка, являющиеся основой будущих центров кристаллизации,
Процесс кристаллизации
35
могут возникать в определенных объемах, существовать некоторое время, разрушаться и вновь возникать в других местах.
Перемещение атомов в жидком металле при этом происходит благодаря наличию многочисленных вакансий, не занятых атомами. Атомы, вырвавшиеся из окружения, перемещаются в вакансии и меж-узлия, освобождая место для других атомов.
Время, в течение которого могут существовать возникшие благодаря флуктуациям крупные атомные группировки, зависит от температуры, амплитуды колебаний атомов около равновесного положения и энергии активации, т. е. энергии, необходимой для преодоления энергетического барьера при выходе атомов из окружения в атомпо-кристаллической решетке.
Самопроизвольное зарождение центров кристаллизации. Самопроизвольное (спонтанное) зарождение центров кристаллизации происходит благодаря флуктуациям крупных атомных группировок без воздействия посторонних центров кристаллизации, например инородных твердых частичек, или влияния стенок формы.
Еще в 1878 г. Гиббс показал, что образовавшийся центр кристаллизации становится устойчивым только после достижения им достаточно крупного критического размера. До этого же он неустойчив и вместо роста может раствориться из-за увеличения свободной энергии.
Образование центра кристаллизации вызывает изменение свободной энергии металла ДЕ, которое выражается в следующем виде:
ДЕ = V (Е, - Ео) + Sa,
где V — объем центра кристаллизации;
Ео — свободная энергия исходного металла, приходящаяся на единицу объема;
Ej — свободная энергия образовавшегося центра кристаллизации, приходящаяся на единицу объема;
S — поверхность центра кристаллизации;
а — коэффициент поверхностного натяжения между исходным металлом и образовавшимся центром кристаллизациих.
Следовательно, при образовании и росте центров кристаллизации свободная энергия металла изменяется в двух противоположных направлениях. С одной стороны, образование нового центра кристаллизации с меньшим запасом свободной энергии уменьшает свободную энергию металла. С другой стороны, благодаря образованию поверхности раздела между жидким и твердым металлом атомы, находящиеся на этой поверхности, увеличивают свою свободную энергию и, следовательно, свободная энергия металла увеличивается, особенно в начале стадии возникновения зародыша. Поэтому во времена Гиббса вопрос о возможности появления кристаллических центров с помощью классической термодинамики не находил объяснения до появления спустя много лет теории флуктуаций.
1 Атомы, находящиеся на поверхности кристалла, остаются неуравновешенными со стороны внутренних атомов его кристаллической решетки. Силы атомной связи стремятся втянуть атомы, находящиеся на поверхности, внутрь, это и проявляется в поверхностном натяжении, величина которого определяется коэффициентом, равным избыточной поверхностной энергии, отнесенной к единице поверхности це 1тра кристаллизации. О величине коэффициента поверхностного натяжения металлов с газом судят по теплоте испарения, или плавления, или аллотропического превращения, которые тем выше, чем выше силы атомной связи. Например, для железа этот коэффициент 1200, для цинка —- около 650 э/см2-, коэффициент поверхностного натяжения кристаллов с расплавом в несколько раз ниже, чем с газовой средой, и тем ниже, чем плотнее укладка атомов па их поверхности.
3*
36
Кристаллическая структура металлов
В силу флуктуаций не все зародыши, достигшие критического размера, сохраняются, — часть их вследствие уменьшения свободной энергии будет расти, а часть уменьшаться в размерах и растворяться.
Роль посторонних частиц и стенок формы при зарождении кристаллов. Посторонние частицы, присутствующие в жидком металле, и стенки формы в процессе первичной кристаллизации из жидкого состояния имеют гораздо большее значение для образования центров при кристаллизации, чем самопроизвольное зарождение последних. Регулирование количества центров кристаллизации путем искусственного введения мельчайших посторонних частиц практически легче и более эффективно, чем изменение степени переохлаждения.
Кристаллические решетки центров кристаллизации и кристаллизующегося на их поверхности вещества должны отвечать принципу структурного и размерного соответствия, указанного С. Т. Конобеевским и П. Д. Данковым.
Минимум поверхностной энергии обеспечивается при максимальном сходстве в расположении атомов на соприкасающихся гранях центра кристаллизации и кристаллизующегося вещества (новой фазы).
Образующаяся решетка новой фазы сопрягается с решеткой центра кристаллизации подобными кристаллографическими плоскостями, параметры которых отличаются друг от друга минимально.
Таким образом, чем ближе типы и параметры решеток центра кристаллизации и кристаллизующегося вещества, тем вероятнее прививающее действие этого центра.
Центрами кристаллизации могут быть: 1) мельчайшие твердые частички постороннего вещества, например окислы, нитриды, обладающие структурным соответствием с кристаллизующимся веществом, т. е. имеющие с ним близкие по строению и размерам кристаллические решетки и способные к образованию твердых растворов; 2) мельчайшие частички, способные поглощать на своей поверхности атомы кристаллизующегося вещества; 3) стенки формы и особенно трещины и неровности на них; 4) нерастворившиеся частички самого кристаллизующегося вещества.
Присутствие в металле мельчайших посторонних частиц, а также стенки формы значительно облегчают образование на них центров кристаллизации при условии, что поверхностное натяжение на границе раздела между частицами и образующимся центром кристаллизации меньше, чем на границе между частицами и исходным металлом.
Поверхностное же натяжение на границе раздела между посторонними частицами и образующимся центром кристаллизации тем меньше, чем больше их структурное сходство.
Процесс кристаллизации из жидкого состояния наиболее обстоятельно и всесторонне исследован В. И. Даниловым на воде, ртути, висмуте, олове и алюминии, структура которых определялась рентгенографическим методом.
Перечисленные материалы были тщательно отфильтрованы от посторонних примесей через стеклянные фильтры с порами диаметром 1 мк.
Оказалось, что легче центры кристаллизации образуются не самопроизвольно, а на инородных тугоплавких частичках, взвешенных в жидкости или находящихся на стенках сосудов (изложниц), на поверхности которых образуется особый адсорб
Процесс кристаллизации
37
ционный слой основного металла. В первую очередь адсорбционный слой образуется в порах и трещинах этих частичек. Небольшой перегрев не уничтожает активности таких центров кристаллизации, так как металл, проникший в трещины и поры, не успевает расплавиться. Сильный перегрев расплавляет этот металл, причем прекращение действия таких центров кристаллизации может стать необратимым, если поверхность частиц оплавится и станет гладкой, без пор и трещин, или расплавятся самые частички.
Рост кристаллов. Процесс роста кристаллов также происходит вследствие уменьшения свободной энергии; он состоит в образовании
а)
Фиг. 23. Процесс роста кристаллов:
а — модель без дислокации; 6 — модель с винтовой дислокацией; в — спираль роста.
атомных слоев, но на уже имеющихся отдельных гранях кристаллических центров.
Наглядно процесс роста кристалла из парообразного состояния может быть представлен моделью (фиг. 23, а), в которой атомы изображены в виде кубиков. Время от времени один из атомов попадает на грань кристаллического центра, прикрепившись к ней в одной точке. В течение короткого промежутка времени он перемещается по этой плоскости, достигает незаполненного ряда атомов, прикрепляется к нему в двух точках и, перемещаясь вдоль этого ряда, дости
38
Кристаллическая структура металлов
гает угла и закрепляется там более прочно в трех точках. Таким образом, происходит рост незаполненных рядов атомов, пока не заполнится вся грань кристалла. Если же атом, попавший на грань кристалла, не встретит при перемещении незаполненного ряда атомов или в процессе кристаллизации все ряды окажутся заполненными, то такой атом, прикрепленный к грани непрочно только в одной точке, от нее отрывается и испаряется.
Таким образом, наличие заполненных атомами граней кристалла крайне затрудняет процесс кристаллизации и требует продолжительного времени для его завершения, что находится в явном противоречии с наблюдаемыми опытными фактами.
Ввиду этого была предложена дислокационная модель роста кристалла и выдвинута гипотеза, что для роста кристалл должен содержать по крайней мере одну выходящую на поверхность его грани дислокацию.
Например, в месте выхода винтовой дислокации АВ (фиг. 23, б) на поверхности кристалла образуется ступенька, вдоль которой и происходит присоединение атомов кристаллизующегося металла. Новый слой атомов добавляется по мере того, как ступенька поворачивается вокруг точки выхода А, при этом ступенька никогда не исчезает. Вблизи точки А для полного поворота требуется немного атомов, а ее более удаленные от центра участки требуют большего числа атомов; поэтому центр вращается быстрее наружной части и ступенька закручивается в спираль роста (фиг. 23, в).
Экспериментально спиралевидные фигуры роста сначала были обнаружены на гранях кристаллов из очень крупных молекул, например у парафина, молекула которого примерно в 12 раз больше атома (фиг. 24, а). На кристаллах карборунда удалось выявить крупные ступепьки высотой около 15 кХ (фиг. 24, б) с помощью фазоконтрастного микроскопа, позволяющего даже и в пределах оптических увеличений различить мельчайшие ступепьки на поверхности.
Несколько позже спиралевидные фигуры роста были выявлены и у металлов, у которых благодаря одноатомности ступеньки на поверхности кристалла гораздо меньше. Однако и их удалось выявить путем специального травления и осаждения на них посторонних атомов, например хрома, золота и др. Такие ступеньки в виде спиралей роста наблюдались на кристаллах многих металлов, например у серебра (фиг. 24, в), кадмия, магния и др.
Зависимость скорости образования зародышей, т. е. числа центров (ч. ц.) и линейной скорости роста кристаллов (с. к.) от степени переохлаждения. Эта зависимость устанавливается опытным путем. Увеличение степени переохлаждения, понижающее размеры критического зародыша, уменьшает работу, необходимую для его образования, поэтому скорость зарождения, т. е. число кристаллических цетров (ч. ц.) в единицу времени в единице объема (1 см3/мин) резко увеличивается и достигает макси-
Процесс кристаллизации
39
мума (фиг. 25). Затем при дальнейшем увеличении переохлаждения отрыв и перемещение атомов затрудняются вследствие увеличения энергетического барьера Q (энергии активации) и скорость самопроизвольного зарождения центров понижается.
а)
Фиг. 24. Спирали роста, наблюдаемые на гранях кристаллов (по Форти):
в — серебра (Х1200).
а — парафина; б — карборунда (Х200);
Линейная скорость рос ряемая в мм/мин. также возрастает (фиг. 25) достигает максимума, а затем снижается.
Скорость роста при данных условиях может быть различной для различных граней кристалла. Его кристаллографические плоскости, наиболее населенные атомами, отличаются наименьшим поверхностным натяжением и, следовав тельно, наибольшей способностью к пристройке атомных слоев. Это свидетельствует о направленности кристаллизации.
Общий ход кривых изменения ч. ц. и с. к. в зависимости от степени переохлаждения показывает, что даже при небольшой степени переохлаждения возникают центры кристаллизации, количество
га кристаллов (с. к.), изме-и с увеличением переохлаждения
Фиг. 25. Зависимость скорости самопроизвольного образования центров кристаллизации ч. ц. и линейной скорости роста кристаллов с. к. от степени
которых резко возрастает по мере
переохлаждения.
40
Кристаллическая структура металлов
понижения температуры затвердевания. Одновременно с увеличением степени переохлаждения возрастает и с. к., поэтому получить металл в аморфном состоянии пока не удается. Из рассмотрения подобного типа кривых для ч. ц. и с. к. следует, что ценная и желательная для производства мелкая кристаллическая структура металлов может быть получена при их быстром охлаждении, так как в этом случае вследствие высоких значений ч. ц. возникает много
кристаллических центров.
В общем виде размер кристалла A =	где с. к. —линей-
уч. Ц. ]
пая скорость роста кристаллов в мм!мин, а ч. ц. — скорость
Фиг. 26. Кривые охлаждения:
а—кристаллического тела; б — то же, с петлей переохлаждения; в — аморфного тела.
самопроизвольного зарождения центров кристаллизации в 1 см*/мин.
Следует еще раз подчеркнуть, что реальные процессы кристаллизации определяются не только законами самопроизвольного зарождения центров кристаллизации и роста зерен вокруг них (т. е. кривыми на фиг. 25), на них сказываются также влияние стенок формы, их дефектов и субмикроскопические включения.
Знание основных законов
кристаллизации и искусственное регулирование числа центров кристаллизации позволяет получать мелкозернистую структуру сплавов с высокими механическими свойствами, т. е. производить их модифицирование.
Кривые охлаждения. О ходе процесса кристаллизации металла можно судить по кривым охлаждения в координатах температура— время. Определенные опытным путем кривые охлаждения при кристаллизации металлов из жидкого состояния (фиг. 26, а) показывают, что при температуре кристаллизации на кривой отмечается горизонтальная площадка, что указывает на выделение тепла в процессе кристаллизации, компенсирующего потерю тепла во внешнюю среду, при этом площадка на кривой охлаждения располагается несколько ниже равновесной температуры плавления, что указывает на переохлаждение металла. Это переохлаждение у некоторых металлов может быть очень большим, например для сурьмы tnJl — = 631°, а температура ее переохлаждения может достигать 41°, т. е. кристаллизация начнется при 631 — 41 = 590°. У таких металлов на кривой охлаждения нередко наблюдается петля (фиг. 26, б), указывающая на то, что в результате большого переохлаждения сразу образуется большое число центров кристаллизации, рост кристаллов происходит так бурно, что температура скачкообразно
Строение стального слитка
41
повышается почти до tnJl. Многие технические металлы заметного переохлаждения не имеют. Величина переохлаждения зависит
сразу же после достижения фаза, так как у кристаллов
Фиг. 27-. Схема образования кристаллических зерен (по
В. Розенгейну).
от сложности решетки металла и от скорости его охлаждения и при прочих равных условиях становится тем больше, чем сложнее решетка и больше скорость охлаждения.
При нагреве металлов, наоборот, точки плавления появляется жидкая не наблюдается заметного перегрева при переходе в жидкое состояние.
Аморфное тело затвердевает постепенно вследствие уменьшения подвижности частиц, и кривая его охлаждения (фиг. 26, в) на всем протяжении идет плавно.
Образование кристаллических зерен. При затвердевании расплавленного металла (или при изменении кристаллической структуры в твердом состоянии) в металле могут образовываться большие количества центров кристаллизации (фиг. 27). Вокруг этих центров группируются атомы, и вначале кристаллы ограничиваются правильными (сравнительно) кристаллографическими плоскостями.
Каждый из возникающих кри
сталлов, окруженных расплавленным металлом, ориентирован случайно и по-разному. При дальней-
шем охлаждении такие кристаллы растут, увеличиваясь за счет атомов окружающего жидкого сплава или неустойчивой твердой фазы. Так как одновременно образуется много кристаллических центров и рост кристаллов идет по всем направлениям, то смежные кристаллы, увеличиваясь, входят в непосредственное соприкосновение друг с другом, как это показано на фиг. 27. Встреча таких кристаллов является одной из причин их неправильной, случайной, внешней формы, несмотря на их правильное внутреннее строение. В металловедении такие кристаллы называются зернами. В большинстве случаев зерна настолько мелки, что их приходится рассматривать при помощи металлографического микроскопа. Однако бывают зерна и очень крупных размеров, различимые невооруженным глазом.
4. СТРОЕНИЕ СТАЛЬНОГО СЛИТКА
Дендритная кристаллизация. Описание процесса кристаллизации из жидкого состояния в реальных условиях впервые дал Д. К. Чернов в 1878 г.
42
Кристаллическая структура металлов
При заливке металла в изложницу кристаллизация начинается у стенок изложницы и распространяется в глубь расплавленной
массы металла. При этом скорость роста кристаллов в различных
направлениях неодинакова. Д. К. Чернов установил, что первоначально образуется ствол кристалла или ось первого порядка а (фиг. 28). От оси первого порядка а под определенным углом растут ветви второго порядка б, от которых, в свою очередь, растут боковые ветви в. В результате такого рода кристаллизации образуются древовидные кристаллы, получившие название «дендритов» (дендрон — по-гречески дерево).
Д. К. Чернов описал найденный в усадочной раковине крупного стального слитка весом 100 m большой дендрит (фиг. 29), который имел длину
Фиг. 29. Дендрит Д. К. Чернова.
Фиг. 28. Схема роста дендрита (Д. К. Чернов).
30 см и весил 3,45 кГ. В настоящее время кристалл Чернова хранится в музее Артиллерийской академии в Москве.
Древовидная, или елочная, форма дендритов объясняется следующим: 1) отвод тепла в слитке происходит быстрее в одном определенном направлении; 2) вследствие анизотропии самый рост кристаллов неодинаков в разных направлениях.
Легче всего рост кристалла происходит на плоскостях с наименьшим поверхностным натяжением, т. е. с наибольшей населенностью атомами.
Строение стального слитка
43
В результате при затвердевании металла получается не сплощной
равноосный кристалл, а как бы скелет его, имеющий дендритную форму.
В сплаве двух или более металлов дендриты могут образовы-
ваться за счет предпочтительного затвердевания той части сплава,
которая наиболее богата тугоплавким элементом. Сплав, оставшийся жидким в междендритных пространствах, обогащается примесями, понижающими его температуру плавления, и затвердевает в последнюю очередь. Поэтому во многих литых сталях и литых металлических сплавах после травле-
ния МОЖНО наблюдать,	Фиг. 30. Дендриты в стали.
даже невооруженным
глазом, характерное дендритное строение по макроструктуре (фиг. 30).
Дефекты, образующиеся при затвердевании. При дендритной кристаллизации почти невозможно обеспечить приток расплавленного металла ко всем частям дендрита, благодаря этому по границам зерен и между ветвями ден-
о)
Фиг. 31. Схема структуры зерен:
дритов могут образоваться сетки пустот и микропустот, что объясняется изменением объема при затвердевании. Кроме того, выделяющиеся из металла при затвердевании газы образуют новые дефекты — пузыри различной величины до самых мелких включительно.
Вблизи точки плавления
а — идеальной; б — наследственной.	ВСЛвДСТВИе НИЗКОЙ ПРОЧНОСТИ
ветвей дендрита, столкновений между растущими ветвями и конвекционным током в расплаве ветви дендрита окажутся не вполне точно взаимно параллельна ориентированными и при встрече двух ветвей образуются нарушения структуры и пустоты, что подтверждается рентгенографическим анализом.
Двухмерная схема такой «наследственной структуры» (фиг. 31) показывает, что хотя зерно и росло из одного центра, но его отдельные части слегка различаются по ориентировке, а па границах между ними могут возникать дислокации.
44
Кристаллическая структура металлов
Последующий отжиг не всегда устраняет эти дефекты, и в результате У зерен металла получается блочная структура.
Наконец, при затвердевании металлов образуется еще один вид дефекта строения — местная ликвация атомов примесей. При этом даже в металлах «высокой чистоты» (порядка 99—95%) процесс кристаллизации может вызвать значительную местную ликвацию примесей, которые, например, покрывают границы зерен и блоков, располагаясь в находящихся там дислокациях и других несовершенствах.
Фиг. 32. Схема макроструктуры слитка стали (по Н. А. Минкевичу):
а — простая схема; б — сложная схема
Строение слитка по Д. К. Чернову. В производственных условиях сталь, так же как и важнейшие другие сплавы, отливается в- вертикальную металлическую форму или изложницу с холодными стенками. Согласно схеме образования макроструктуры слитка (фиг. 32, а) после заливки стали в чугунную изложницу наружная зона, где скорость охлаждения большая, затвердевает в виде мелкозернистой плотной корки (зона /). На ее структуру оказывают существенное влияние мельчайшие неровности па стенках изложницы. Наружная кристаллизационная зона 1 служит тепловой рубашкой при дальнейшем затвердевании слитка. За это время стенки изложницы успевают прогреться, и дальнейший медленный отвод тепла вызывает образование длинных столбчатых кристаллов 2, которые растут и располагаются перпендикулярно стенкам изложницы Эта зона носит название транскристаллизационной и является невыгодной из-за низких механических свойств в зоне стыка столбчатых кристаллов. Оставшаяся жидкой сердцевина слитка затвердевает при наиболее медленной скорости охлаждения. Отсутствие преимущественного отвода тепла в сердцевине слитка создает условия для
Строение стального слитка
45
образования зоны 3, зоны равноосных зерен случайной ориентации, которые могут быть и крупными, и мелкими.
В небольших слитках и отливках в металлические формы, особенно при заливке перегретого металла, зона столбчатых кристаллов 2 (транскристаллизации) получается обширной и может занять все сечение слитка или отливки вплоть до центра, что весьма нежелательно.
При разных составах стали, разных размерах слитков и разных условиях охлаждения зоны /, 2 и 3 могут изменяться относительно друг друга и даже исчезать, но общий характер кристаллизации при образовании слитка остается.
Помимо этого, встречаются также слитки с пятью и шестью зонами кристаллизации. Например, на фиг. 32, б дана схема стального слитка, где, кроме указанных трех зон кристаллизации /, 2 и 3, показаны еще зоны: 4 — мелкие плотные дендриты, ориентированные перпендикулярно стенкам изложницы; 5 — крупные дендриты, которые от низа к верху слитка все более отклоняются вверх; 6 — равноосные зерна, занимающие объем в виде конуса в нижней части слитка.
Нормально в стальном слитке образуется сосредоточенная усадочная раковина в зоне 2, так как объем металла при затвердевании уменьшается (усадка). Если затвердевание происходит не последовательно и неправильно и приток жидкости к фронту кристаллизации затрудняется, то усадочная раковина рассредоточивается и получаются мелкие поры между дендритами, являющиеся крупным пороком слитков и отливок.
Неравномерное охлаждение слитков и отливок вызывает неравномерное изменение их объема и внутренние напряжения, которые могут вызвать трещины.
Кроме того, в затвердевших слитках и отливках могут наблюдаться газовые пузыри.
Советскими учеными разработана теория прерывистой кристаллизации. После определенного промежутка времени образование в зоне 2 столбчатых кристаллов прерывается, и возможно даже частичное оплавление вершин кристаллов, находящихся на поверхности раздела фаз. Затем процесс кристализации начинается вновь, и образование кристаллов в условиях медленного охлаждения идет уже в разных направлениях вследствие многочисленных неровностей на застывшей поверхности столбчатых кристаллов, от которой идет процесс кристаллизации.
Законы роста зерна. Согласно второму началу термодинамики, всякое тело стремится к наименьшему запасу энергии. Энергия, сосредоточенная в теле, может быть как тепловой, так и свободной поверхностной. В одном и том же объеме мелкие зерна имеют большую суммарную поверхность и обладают большим запасом свободной поверхностной энергии, чем крупные. Поэтому мелкие зерна имеют большую термодинамическую неустойчивость и при подходящих условиях стремятся вырасти в крупные. Мелкие зерна стремятся как бы слиться друг с другом и уменьшить внешнюю поверхность, т. е. отдать запас их свободной энергии. Очевидно, наиболее
46
Кристаллическая структура металлов
устойчивой структурной формой металла является форма однокристальная, из одного зерна.
Основные факторы, способствующие росту зерна: 1) температура (с ее повышением увеличивается подвижность атомов и возможность преодоления атомных связей решетки); 2) время; 3) разница в размерах зерен (более крупные зерна растут за счет мелких); 4) отсутствие внутренних препятствий, механически тормозящих рост зерна, а иногда и совсем прекращающих его. Например, у вольфрамовой нити электролампы, находящейся длительное время в условиях высокой температуры, происходит сильный рост зерна: крупнозернистая нить обрывается под действием собственного веса и сотрясений. Чтобы предотвратить это явление, в вольфрам добавляют небольшое количество окиси тория в виде очень мелких частичек, препятствующих росту зерна нити электроламп; это сильно увеличивает долговечность нитей и их устойчивость в отношении обрыва при сотрясениях.
Прокатка, волочение и штамповка, разламывая зерна на неоднородные остроугольные мелкие части, повышают их термодинамическую неустойчивость и, разрушая оболочки, препятствующие росту зерен, повышают у металлов способность к росту зерна. Механизм роста зерна заключается в том, что атомы менее устойчивых зерен перескакивают с их решетки на решетку более устойчивых зерен. Происходит процесс поглощения неустойчивых мелких зерен их более устойчивыми крупными соседями.
ЛИТЕРАТУРА
Б <1 ч в а р А. А., Металловедение, Металлургиздат, 1956.
Бунин К. П. и др., Введение в металлографию, Металлургиздат, 1954.
Варма А., Рост кристаллов и дислокации, И. Л., 1958.
Дислокации в кристаллах, «Проблемы современной физики», № 9, И. Л., 1957.
Грум-Гржимайло Н. В., Химические связи в металлических сплавах, АН СССР, 1960.
Гуляев А. П., Металловедение, Оборонгиз, 1956.
Дейлиигер У., Теоретическое металловедение, Металлургиздат, 1960.
Кащенко Г. А., Основы металловедения, Машгиз, 1956.
Коттрелл А. X., Дислокации и пластическое течение в кристаллах, Метал-лугиздат, 1958.
Коттрелл А. X., Строение металлов и сплавов, Металлургиздат, 1959.
Одинг И. А., Теория дислокаций в металлах и ее применение, АН СССР, 1959.
Примеси и дефекты, Сборник, Металлургиздат, 1960.
Рид В. Т., Дислокации в кристаллах, Металлургиздат, 1957.
Смит М. К., Основы физики металлов, Металлургиздат, 1959.
Структура металлов и свойства, Сборник, Металлургиздат, 1957.
Уманский Я. С. и др., Физическое металловедение, Металлургиздат, 1955.
Успехи физики металлов, т. 1, 2 и 3, Металлургиздат, 1956, 1958, 1960.
Штейнберг С. С., Металловедение, Металлургиздат, 1952.
Ф о р т и А. Дж., Непосредственное наблюдение дислокаций в кристаллах, Металлургиздат, 1956.
Строение стального слитка
47
Юм-Р о з е р и В., Атомная теория для металлургов, Металл у ргиздат, 1955.
Юм-Розери В. и Рейнер Г. В., Структура металлов и сплавов, Метал-лургиздат, 1959.
Dislocation and Mechanical Properties of Crystals, 1957.
Goldman J. E., The Science of Engineering Materials, 1957.
Growth and Perfaction of Crystals, 1958.
Guy A. G., Elements of Physical Metallurgy, 1959.
Friedel J., Les Dislocation, 1956.
Liquid Metals and Solidification, ASM, 1958.
Mott N. F. and Jones H., The Theory of Properties of Metals and Alloys, 1959.
Structure of Metals, Institution of Metallurgist, 1959.
Vacancies and other Point Defects in Metals and Alloys, 1957.
ГЛАВА П
ТЕОРИЯ СПЛАВОВ
Понятие о сплавах. Металлическим сплавом называется соединение, получаемое расплавлением двух и более элементов и отличающееся металлическими свойствами; основным элементом его должен быть металл. Сплавы, полученные спеканием, электрическим осаждением или возгонкой, что встречается реже, называются псевдосплавами.
Установление связи между составом, структурой, температурой и свойствами сплавов является основной задачей металловедения.
Чистые металлы сравнительно дороги, не обеспечивают требуемых механических и технологических свойств, поэтому их применяют сравнительно редко. Металлические сплавы более выгодны, они дешевле чистых металлов, имеют лучшие механические свойства и часто обладают более ценными физическими и химическими свойствами. Металлические сплавы в большинстве случаев характеризуются и лучшими технологическими свойствами, например высокими литейными свойствами (низкая температура плавления и жидкотекучесть), лучше обрабатываются режущим инструментом и т. д.
1. ОСНОВНЫЕ СОСТАВЛЯЮЩИЕ СТРУКТУРЫ СПЛАВОВ
При сплавлении тех или иных элементов в жидком состоянии они в большинстве случаев обладают неограниченной взаимной растворимостью. Иногда наблюдается только частичная растворимость в жидком состоянии, например в сплавах меди со свинцом или железа со свинцом, что приводит при составлении такого сплава к расслоению жидкой меди и свинца или жидкого железа и свинца. Нерастворимость в жидком состоянии наблюдается у металлов, имеющих большую разницу в атомных диаметрах и температурах плавления.
Атомы элементов, составляющих сплав, могут: отталкиваться, не взаимодействовать, притягиваться. В зависимости от этого после затвердевания эти элементы могут образовывать в сплаве механические смеси, твердые растворы и химические соединения.
Механические смеси. Если атомы различных элементов отталкиваются или притягиваются слабее, чем подобные атомы, то атомы каждого из них стремятся обособиться в отдельные кристаллические
Основные составляющие структуры сплавов
49
зерна, связанные между собой только общими границами. Такой сплав будет механической смесью элементов, каждый из которых может быть обогащен атомами другого элемента. Примером сплава, представляющего механическую смесь, является свинцовистая бронза, в структуре которой наблюдаются обособленные выделения свинца в медной основе.
Характерную зернистую (фиг. 33, а) или пластинчатую (фиг. 33, б) структуру имеет механическая смесь двух структурных составляю-
а	S)
Фиг. 33. Эвтектики (Х500) (Хультгрен):
а — зернистая (Sn — Cd-сплав с 32% Cd); б — пластинчатая (А1 — Cu-сплав с 28% Си).
щих, которая образуется из жидкой фазы при охлаждении и назы вается эвтектикой (по-гречески «хорошо построенный»). Сплавы с эвтектической структурой имеют более низкую температуру плавления, чем составляющие их элементы, хорошие литейные качества, а также определенный состав, плавятся и затвердевают при постоянной температуре; в результате измельченности структуры их механические свойства высоки. Например, для ответственных отливок применяется эвтектический сплав алюминия с 12% Si (так называемый модифицированный силумин), обладающий хорошей жидкотекучестью, мелкой структурой и высокими механическими свойствами.
Твердые растворы. Твердым раствором называется структура сплава, у которого атомы растворимого элемента размещены в кристаллической решетке растворителя, причем пропорции растворимого и растворителя могут меняться без нарушения однородности. Например, в сплавах меди с никелем под микроскопом твердый раствор наблюдается, при любом соотношении составляющих, в виде
4 Болховитинов Н. Ф
302
ЕО
Теория сплавов
однородных зерен, похожих на кристаллы чистого металла, но являющихся на самом деле кристаллами твердого раствора никеля в меди.
В настоящее время доказано, что почти все металлы могут образовывать, хотя бы в самых незначительных пропорциях, твердые
Фиг. 34. Элементарная ячейка кристалли ческой решетки твердых растворов:
а — замещения; б — внедрения.
щения, например меди с никелем
растворы.
Рентгенографические исследования показали, что существует три вида размещения атомов растворенного элемента в кристаллической решетке растворителя и в соответствии с этим существует три типа твердых растворов— замещения, внедрения, вычитания.
а) Твердые растворы замещения. В твердых растворах заме-(фиг. 34, а), атомы раство-
римого никеля замещают атомы растворителя меди в ее кристаллической решетке. Атомы растворенного элемента не занимают особых мест в кристаллической решетке, а только замещают в неко-
Незапо/шенный узел решетки
8)
Фиг. 35. Размещение атомов в кристаллической решетке твердых растворов:
а — неупорядоченное (сплав Си —Au); б — упорядоченное (сплав Си—Аи); в — решетка твердого раствора вычитания.
торых узлах атомы растворителя. Этот тип твердого раствора встречается наиболее часто. Такое размещение атомов называется неупорядоченным (фиг. 35, а); оно образуется, когда атомы составляющих его элементов не взаимодействуют между собой и электрохимически подобны.
Если же входящие в него атомы разнородных элементов притягиваются между собой несколько сильнее, чем однородные атомы, они стремятся расположиться рядом в определенном порядке. Тогда атомы растворимого могут расположиться на одних кристаллографических плоскостях, а атомы растворителя — на других, например
Основные составляющие структуры сплавов
51
в сплавах золота с медью после медленного охлаждения одни кристаллографические плоскости оказываются состоящими сплошь из атомов меди, а другие — из атомов золота (фиг. 35, б). Такие твердые растворы называются упорядоченными. Они получаются при определенном соотношении чисел атомов металлов (например, 1 : 1 или 3 : 1).
Упорядоченные твердые растворы отличаются более высокой твердостью и хрупкостью и могут рассматриваться как промежуточные фазы между неупорядоченными твердыми растворами и химическими соединениями. При рентгенографических исследованиях упорядоченные твердые растворы обнаруживаются по появлению особых сверхструктурных линий на рентгенограммах.
Способность металлов образовывать твердые растворы замещения зависит от близости расположения их в периодической системе Менделеева.
Твердые растворы бывают как с ограниченной (неполной), так и с неограниченной (полной) взаимной растворимостью образующих их элементов.
Образованию твердых растворов способствуют следующие факторы:
1.	Небольшая разница в величине атомных диаметров, например, по исследованиям И. И. Корнилова, в сплавах железа неограниченная растворимость наблюдается лишь в тех случаях, когда различие в атомных размерах не превышает 8%; разница в атомных диаметрах в 8—15% ведет к ограниченной растворимости, а разница более 15% практически устраняет возможность образования твердых растворов замещения. Очевидно, что разница в 15% и более настолько повышает энергию системы, что энергетически более выгодным оказывается образование простой механической смеси металлов или их химического соединения.
2.	Подобие типа кристаллических решеток, — полная взаимная растворимость может иметь место лишь при одинаковых типах кристаллических решеток обоих металлов, например медь и никель, имеющие кубическую гранецентрированную решетку, неограниченно взаимно растворяются в твердом состоянии. Однако это наблюдается не всегда, например взаимная растворимость меди и у-железа очень ограничена, несмотря на подобие их решеток.
3.	Близость температур плавления: чем меньше разность в температурах плавления, тем больше растворимость.
4.	Электронная концентрация, т. е. количество свободных электронов в решетке твердого раствора не должно увеличиваться выше допустимого.
При образовании твердых растворов происходит деформация решетки металла-растворителя — энергетическая и объемная. Энергетическая деформация решетки вызывается растворением элементов, обладающих большим количеством валентных электронов, чем растворитель. Это объясняется увеличением количества свободных 4*
52
Теория сплавов
электронов в решетке или, как говорят, увеличением электронной концентрации. Всякая решетка обладает критической электронной концентрацией, т е. она может существовать только при добавлении определенного максимального количества свободных электронов, приходящихся на атом; например, для куба с центрированными гранями эта концентрация составляет 1,360.
Объемная деформация решетки происходит при растворении элементов, у которых диаметры атомов отличаются по размерам от диаметров атомов растворителей, что приводит к изменению параметра кристаллической решетки, который или увеличивается, или уменьшается в зависимости от размеров атомного диаметра растворенного элемента.
б)	Твердые растворы внедрения. Твердые растворы внедрения, у которых атомы растворимого элемента распределяются в промежутках между атомами, находящимися в узлах решетки растворителя, наблюдаются при растворении неметаллов с малыми атомными диаметрами, например углерода, бора, азота, водорода в железе. В твердом растворе углерода в у-железе атомы углерода с малым атомным диаметром помещаются в октаэдрических порах решетки железа (фиг. 34, б), преимущественно в деформированных участках решетки вблизи дислокаций.
Образование твердого раствора внедрения, как правило, сопровождается увеличением параметра кристаллической решетки растворителя.
в)	Твердые растворы вычитания. В твердых растворах вычитания наблюдается уменьшенное число атомов растворителя и появление свободных узлов в его решетке. Твердые растворы вычитания возможны лишь на основе химических соединений, например у карбидов ванадия, титана, циркония и ниобия.
При растворении атомов ванадия, титана, циркония, ниобия в их карбидах в решетках последних появляются свободные узлы (фиг. 35, в), которые ранее занимались атомами углерода.
г)	Свойства твердых растворов. Твердые растворы металлов обладают металлическим типом связи.
В отличие от химических соединений состав твердых растворов может быть переменным, поэтому определенных атомных соотношений у элементов, входящих в этот состав, не наблюдается.
В твердых растворах может происходить явление диффузии, что ведет к увеличению их химической и физической однородности. Под микроскопом в структуре твердых растворов, подобно структуре чистых металлов, наблюдаются однородные по внешнему виду зерна.
Твердые растворы обычно обозначают греческими буквами: а. Р, у, S и т. д. в порядке увеличения в них концентрации растворимого элемента.
Помимо рассмотренных обычных твердых растворов из чистых элементов, которые называют первичными, существуют еще так называемые вторичные твердые растворы, у которых растворителем
Основные составляющие структуры сплавов
53
является химическое соединение. Во вторичных твердых растворах часть атомов расположена упорядоченно, а часть — произвольно.
Значительный вклад в развитие учения о твердых растворах внес Н. С. Курнаков со своими сотрудниками. Их труды позволили получить более ясное представление о природе не только твердых растворов, но и химических соединений.
Причины повышенной прочности твердых растворов. Атомы растворимого элемента присутствуют в кристаллической решетке элемента растворителя преимущественно вблизи дислокаций, где решетка деформирована, образуя там группы в виде облаков, называемые «атмосферами Коттрелла». Такое расположение отвечает наименьшему запасу свободной энергии.
Наличие растворенных атомов в «атмосферах Коттрелла» вблизи дислокаций тормозит перемещение последних в решетке твердого раствора и повышает его прочность. Действительно, для перемещения дислокаций надо сначала оторвать их от «атмосфер Коттрелла», применив большее напряжение, чтобы перенести атомы растворимого в более невыгодное положение в решетке с большим запасом свободной энергии.
Разница в размерах атомов растворимого и растворителя, от которой зависит искажение решетки твердого раствора, имеет значение для упрочнения Однако, как показали расчеты, внутренних напряжений от рассеянных случайно отдельных атомов недостаточно для упрочнения твердого раствора.
Границы блоков и зерен, на которых находится большое количество дислокаций и окружающих их «атмосфер Коттрелла», оказывают очень большое влияние на прочность твердых растворов.
Химические соединения. Когда атомы различных элементов, образующих сплавы, притягиваются между собой и между ними имеется электрохимическое различие, то образуются химические соединения. Они обычно отличаются высокой твердостью и хрупкостью гследствие сложности их кристаллической решетки, которая в большинстве случаев принадлежит к другому типу, чем решетки элементов, входящих в состав этих соединений. Химические соединения отличаются также высоким электросопротивлением.
Все химические соединения металлов можно разделить на две основные группы.
Первая группа — соединения с нормальной валентностью. Они образуются, когда один из элементов сильно электроотрицателен (например, кислород, сера, хлор), а другой обладает характерными металлическими свойствами и сильно электроположителен. Химические соединения первой группы имеют строго определенный состав и их формулы определяются по валентностям составляющих элементов (например, FeO, А15О3 и т. д.).
Вторая группа — металлические соединения, т. е. соединения между металлами в сплавах или соединения металлов с неметаллами, имеющие металлический характер; из них к числу
54
Теория сплавов
наиболее распространенных и изученных относятся фазы Юм-Розери (электронные соединения) и фазы внедрения.
Фазы Юм-Розери отличаются постоянными соотношениями числа валентных электронов и числа атомов 3/2, 21/13 или 7/4.
Соединения с отношением 3/2 имеют Р-решетку центрированного куба, с соотношением 21/13 — сложную у-решетку и с соотношением 7/4 — гексагональную е-решетку. Фазы Юм-Розери весьма распространены и могут служить основой для образования соответствую-
ших Р-, у и е-твердых растворов. Они типичны для сплавов меди с цинком, меди
Фиг. 36. Фазы Юм-Розери в сплавах меди с цинком: а — 3-фаза; б — у-фаза; в — е-фаза.
Например, в сплавах меди с цииком отношение числа валентных электронов к числу атомов (N) будет:
для соединения CuZn с Р-решеткой центрированного куба (фиг. 36, а)
для соединения Cu5Zngco сложной у-решеткой (фиг. 36, б)
_ 1.5 + 2-8 _ 21
5 4-8 ~ 13 ’
для соединения CuZns с гексагональной е-решеткой (фиг. 36, в)
Фазы внедрения образуются железом, хромом, вольфрамом, молибденом и другими металлами и неметаллами с малым атомным диаметром — углеродом, азотом, водородом и бором. Фазы внедрения образуются в тех случаях, когда отношение атомных диаметров у неметалла и металла меньше 0,59.
В фазах внедрения металлические атомы образуют одну из наиболее простых кристаллических решеток, чаще — гранецентрированную кубическую К12 или плотносложенную гексагональную Г12,
Правило фаз Гиббса
55
реже — объемноцентрированную кубическую К8 или простую гексагональную Г8.
Фазы внедрения имеют простую химическую формулу (М4Х, М2Х, MX и МХ2) *. На базе фаз внедрения легко образуются твердые растворы, обычно с избытком металлических атомов.
Фазы внедрения имеют металлический характер, обладают высокой твердостью и электропроводностью.
К числу фаз внедрения относятся карбиды (VC, TiC, WC, Мо2С и др.), нитриды (Fe4N, FeN, WN, MoN, Mo2N, VN, Cr2N, CrN и др.), гидриды и бориды, т. е. соединения, имеющие большое значение для практического металловедения.
2. ПРАВИЛО ФАЗ ГИББСА
Для теоретической проверки результатов испытаний металлических сплавов и обоснования опытных кривых охлаждения и диаграмм состояния пользуются правилом фаз.
Правило фаз Гиббса, устанавливая зависимость между числом фаз системы, числом ее компонентов и числом степеней свободы системы, является основой учения о сплавах.
Системой называется совокупность фаз в твердом, жидком и газообразном состояниях, которая взята для исследования в известных условиях температуры t, давления р и других внешних факторов и занимает общий объем V.
Система может быть простой или сложной. Простая система состоит из одного элемента, например железа, или из одного химического соединения, например Fe3C. Сложная система включает в себя несколько элементов; например, сплав РЬ—Sb является двойной системой, сплав РЬ— Sb—Си — тройной и т. д. Сложная система может состоять не только из элементов, но и из независимых химических соединений (например Fe—Fe3C, Al—Mg2 Si и т. д.). Она может быть также однородной или неоднородной; например, вода — система однородная, а вода и лед — неоднородная. Составной частью системы может быть любой «химический индивид» (химически однородное вещество), который является или элементом, или химическим соединением.
Компонентом называется только независимая составная часть системы, которая может быть или химическим элементом, или независимым химическим соединением. Например, в системе РЬ—Sb компоненты свинец и сурьма; в системе А1—Mg2Si компонентами будут алюминий и устойчивое до температуры плавления химическое соединение Mg2Si. Если химическое соединение не является независимым, а само образуется в системе, то оно не может считаться компонентом. Например, химическое соединение CuAl 2, образующееся в системе А1—Си, не является здесь компонентом, — компонентами этой системы будут алюминий и медь.
* М — мета. !л; X — неметалл.
56
Теория сплавов
Фазой называется однородная часть системы, отделенная от других частей (фаз) поверхностью раздела. Фазы бывают твердые, жидкие и газообразные. Фазами могут быть как сами компоненты, так и их химические соединения, твердые и жидкие растворы, пары. Например, при одном компоненте может быть несколько фаз — вода, лед и пар, которые являются различными фазами простой системы, состоящей из одного компонента — воды. Эвтектики, как неоднородные части сплавов, обычно состоят из двух и более фаз.
Числом степеней свободы, или вариантностью системы, называют число возможных вариантов изменения температуры,давления и концентрации фаз без изменения числа фаз в системе.
Правило фаз подробно изучается в физической химии. В общей форме оно определяет число степеней свободы С или вариантность равновесной системы в зависимости от числа компонентов К, числа фаз Ф и числа внешних факторов равновесия Р:
С = К + Р — Ф.
Внешними факторами равновесия являются температура и давление. У металлических сплавов внешним фактором равновесия является только температура, так как при работе в атмосферных условиях давление практически постоянно 1. Поэтому выражение правила фаз для металлических систем примет вид
С = К + 1 — Ф.
Так как вариантность не может быть отрицательной, то для равновесия металлических сплавов необходимо, чтобы в их структуре число фаз Ф не превышало числа компонентов К более чем на 1, т. е. чтобы Ф < К. + 1.
Когда в равновесии находится максимальное количество фаз, С = 0 и система называется безвариантной.
3. ДВОЙНЫЕ СПЛАВЫ
Все превращения, протекающие в сплавах в зависимости от температуры и концентрации, можно наглядно изобразить в виде так называемых диаграмм состояния. Диаграмма состояния дает функциональную зависимость между составом сплава, его температурой и строением. Диаграммы строятся на основании результатов очень подробных и всесторонних лабораторных исследований сплавов различного состава.
Методика исследования. При исследовании металлических сплавов пользуются многими методами. Основные среди них — терми
А. С. Векшинский предложил новый метод исследования сплавов в вакуумных трубках, где давление оказывает влияние на равновесие сплавов и поэтому должно приниматься во внимание прн применении правила фаз.
Двойные сплавы
57
ческий, микроструктурный (с применением оптического или электронного микроскопов) и рентгеноструктурный. К числу дополнительных методов относятся: твердостный, включая определение микротвердости, затем механические испытания, определение электропроводности и теплопроводности, дилатометрический и магнитный методы, а также применение радиоактивных изотопов «меченых атомов».
Подробное описание этих методов, аппаратуры и приборов, применяемых при исследовании металлов и сплавов, дается в специальных руководствах (см. список литературы в конце главы I).
При лабораторных исследованиях сплавов различного состава чистота применяемых для их составления элементов, тщательность и всесторонность исследования, проверка достижения равновесия системы с помощью правила фаз являются необходимым условием получения надежных результатов. Состояние равновесия достигается путем длительной выдержки сплава при постоянной температуре.
Термический метод является основным наиболее распространенным методом изучения сплавов, особенно при затвердевании их из жидкого состояния, сопровождающимся значительным выделением теплоты кристаллизации, что позволяет надежно определять критические точки. При наличии аллотропических превращений в твердом состоянии переход металла от одной кристаллической решетки к другой, особенно при изменении растворимости в твердом состоянии, может сопровождаться незначительным выделением тепла и термическим методом определяется очень плохо. Поэтому превращения в твердом состоянии лучше исследовать по изменениям в структуре, объемным изменениям, изменениям магнитных и электрических свойств, твердости и т. д.
Наблюдая по термометру или пирометру (прибору для измерения температур) изменение температуры при медленном охлаждении жидкого металла, находящегося в тигле в электрической печи, и замечая время по секундомеру, строят кривые охлаждения, откладывая по оси абсцисс время, а по оси ординат — температуру. Кривая охлаждения чистого металла (см. фиг. 37, а и д) показывает, что до начала затвердевания температура падает плавно, затем наступает резкий перелом и кривая переходит в горизонтальную прямую, свидетельствующую о превращении при постоянной температуре, после чего температура плавно понижается до комнатной. Горизонтальный участок кривой отвечает переходу металла из жидкого в твердое состояние; выделяющаяся теплота кристаллизации (затвердевания) в течение некоторого времени уравновешивает потерю металлом тепла в окружающую среду.
Применяя тонкие безынерционные термопары и осциллографическую запись кривых нагрева н охлаждения, можно термическим методом исследовать и кинетику быстропротекающих процессов в сплавах, иапример записать кривую охлаждения при закалке стали в воде.
Результаты исследований сплавов, полученные термическим методом, проверяют, применяя для этой цели правило фаз. Например, существование горизонтального участка на кривой охлаждения чистого металла при его затвердевании или аллотропическом превращении вытекает из правила фаз, потому что вариантность однокомпонентной системы при наличии двух фаз (твердой и жидкой или двух твердых при аллотропическом превращении) равна нулю:
С= 1 + 1 — 2 = 0.
Следовательно, весь переход из одного состояния в другое должен совершаться при постоянной, вполне определенной, температуре.
При микроструктурном методе при увеличениях до 2000 раз используют оптические микроскопы, а при больших увеличениях — электронные. Для этого структура сплавов при повышенных и высоких температурах сбычно фиксируется путем очень быстрого охлаждения (закалки), из образца изготовляется микрошлиф, структура которого под микроскопом исследуется нрн комнатной
58
Теория сплавов
температуре. Для исследования структуры под электронным микроскопом с микрошлифов изготовляют прозрачные лаковые или кварцевые слепки. Помимо этого, весьма ценные результаты дает исследование тончайших пленок, например толщиной от 100 до 1000 кХ, на просвет на электронном микроскопе с большой разрешающей способностью.
Исследование микроструктуры сплавов при высокой температуре возможно, но представляет большие трудности из-за окисления металла и влияния температуры на оптическую систему микроскопа, не позволяющего работать с большими увеличениями, требующими близких расстояний шлифа от объектива.
Кинетика изменения микроструктуры в процессе охлаждения или нагревания сплава может быть снята на кинопленку.
Применение различных методов освещения в металлографических микроскопах и особенно фазо-контрастной микроскопии, позволяющей различать структурные элементы, которые разнятся в плоскости шлифа по высоте всего только на 20 кХ, а также получать четкие границы между ними и дополнительные детали микроструктуры, увеличило значение металлографического метода в металловедении.
Путем электрохимического или химического растворения менее стойких структурных элементов можно выделить более стойкие, например химические соединения (карбиды, неметаллические включения н т. д.), или путем выделения тугоплавких фаз из жидкого сплава можно исследовать их отдельно любыми методами. Все это носит название фазового анализа ис успехом применяется при исследовании металлов и сплавов.
Рентгенографический анализ позволяет исследовать атомнокристаллическую решетку сплавов и изменение ее параметра у образцов как в зафиксированном закалкой состоянии, так и при высоких температурах сплава, находящегося в твердом состоянии. В настоящее время начали применять рентгеноструктурный анализ и при исследовании атомного строения жидких сплавов.
Определение твердости и особенно микро твердости позволяет исследовать механические свойства отдельных фаз, присутствующих в структуре металлических сплавов.
К числу тонких физических методов исследования относятся: дилатометрический, позволяющий судить о фазовых превращениях в структуре твердых сплавов по изменению их объема, магнитный, позволяющий судить об этих превращениях по изменению магнитных свойств сплавов, и электрометрический, при котором измеряются изменения в их электросопротивлении.
Применение радиоактивных изотопов, «меченых атомов», позволяет исследовать процессы кристаллизации и плавления сплавов и определять распределение в ннх элементов и процессы перемещения атомов, т. е. самодиффузни и диффузии.
Полученные при подробных и всесторонних исследованиях многочисленные записи, микрофотографии, рентгенограммы, кривые изменения физических свойств и особенно кривые охлаждения обобщаются и объединяются диаграммами состояния сплавов.
При построении двойных диаграмм состояния по горизонтальной оси откладывается состав сплава в процентах, а по вертикальной — температура в градусах Цельсия. Таким образом, каждая точка диаграммы отвечает определенному составу сплава при определенной температуре в условиях равновесия.
Диаграммы состояния дают в сжатой и наглядной форме картину изменения строения и свойств сплава при изменении его концентрации и температуры, позволяют определить температуры плавления, затвердевания и аллотропических превращений в сплавах, изучить происхождение структур, наблюдаемых под микроскопом
Двойные сплавы
59
и увязать структуру сплава с его механическими, технологическими и физико-химическими свойствами. При изыскании новых сплавов диаграммы позволяют заменить старый рецептурный метод новым научным методом, при помощи которого можно скорее и лучше подобрать их оптимальный состав.
Практический недостаток диаграмм состояния заключается в том, что они не содержат фактора времени и соответствуют только условиям равновесия, т. е. условиям очень медленного нагрева и охлаждения. Между тем в производстве, где применяются быстрый нагрев и в особенности охлаждение, фактор времени играет очень большую роль.
Диаграмма состояния сплавов для случая отсутствия взаимной растворимости компонентов в твердом состоянии. Этот тип диаграмм состояния сплавов относится к системам, компоненты которых: а) в жидком состоянии обладают полной взаимной растворимостью;
б)	в твердом состоянии нерастворимы (точнее — незначительно растворимы или практически нерастворимы) друг в друге;
в)	не образуют химических соединений;
г)	не имеют аллотропических превращений.
Практическим примером диаграмм этого типа является диаграмма состояния сплавов свинца с сурьмой. Взаимная растворимость этих металлов в твердом состоянии незначительна, и, чтобы не осложнять диаграммы, в дальнейшем свинец и сурьма считаются практически нерастворяющимися друг в друге.
Диаграмма состояния сплавов свинца с сурьмой строится на основании большого числа кривых охлаждения, полученных в результате термического анализа. Путем изучения многочисленных кривых охлаждения получают критические температуры начала и конца затвердевания для ряда сплавов. Например, кривые охлаждения чистых металлов имеют только по одной температурной остановке, называемой критической точкой и равной для свинца 327° (фиг. 37, а), а для сурьмы 631° (фиг, 37, д'). Структура обоих металлов в твердом состоянии под микроскопом наблюдается в виде однородных зерен.
Сплав из 13% Sb и 87% РЬ является эвтектическим; его кривая охлаждения (фиг. 37, в) также имеет только одну критическую точку, отвечающую эвтектическому превращению при 245°. Эвтектический сплав при исследовании под микроскопом обнаруживает характерную структуру из перемещающихся выделений сурьмы, расположенных в свинцовой основе.
Сплав с 5% Sb затвердевает в интервале температур и имеет на кривой охлаждения (фиг. 37, б) две критические точки. Первая (перегиб кривой охлаждения) отвечает началу выделения из жидкого сплава кристаллов свинца, которое продолжается до 245°. В процессе выделения кристаллов свинца оставшийся жидкий сплав обогащается сурьмой до эвтектического состава, поэтому оконча-
60
Теория сплавов
Температура
Состав
Фиг. 37.
Кривые охлаждения,
структуры и диаграмма состояния сплавов свинца с
сурьмой.
Двойные сплавы
61
тельно затвердевает при указанной эвтектической температуре, отвечающей горизонтальному участку кривой охлаждения. В результате микроструктура затвердевшего сплава состоит из выделений свинца и эвтектики. Сплав, богатый сурьмой (40% Sb), также затвердевает в интервале температур и тоже имеет на кривой охлаждения (фиг. 37, г) две критические точки. Первая отвечает началу выделения из жидкого сплава кристаллов сурьмы, которое и в этом случае продолжается до 245°. Жидкая фаза данного сплава, обогащенная свинцом, вследствие выделения кристаллов сурьмы до эвтектического состава затвердевает при температуре второй критической точки, отвечающей горизонтальному участку на кривой охлаждения, и в результате образуется структура из кристаллов сурьмы и эвтектики.
Диаграмма состояния сплавов свинца с сурьмой, построенная даже по небольшому числу критических температур, полученных на основании анализа кривых охлаждения (фиг. 37), представляет собой крупное научное обобщение. Она избавляет от запоминания громадного цифрового опытного материала — всех температур затвердевания и плавления многочисленных сплавов. Проведя вертикаль, отвечающую любому составу сплавов, по точкам пересечения ее с линиями диаграммы определяют температуру начала и конца затвердевания или температуру плавления любых сплавов свинца с сурьмой. Линия АСВ называется кривой начала затвердевания, или ликвидус (латинское слово liquidus, означающее «жидкий»); выше нее все сплавы свинца и сурьмы находятся только в виде однородного жидкого раствора. В области, ограниченной фигурой DAC, сплавы находятся в виде кристаллов свинца и жидкого сплава, а в области, ограниченной фигурой СВЕ, — в виде кристаллов сурьмы и жидкого сплава. Линия DE называется кривой конца затвердевания, или солидус (латинское слово solidus, означающее «твердый»); ниже этой линии сплавы полностью находятся только в твердом состоянии, ниже линии DC они состоят из кристаллов свинца и эвтектики, ниже точки С — из одной эвтектики, ниже линии СЕ — из кристаллов сурьмы и эвтектики.
Диаграмма состояния сплавов свинца с сурьмой достаточно наглядно показывает, что только чистые металлы и сплав эвтектической концентрации плавятся и затвердевают при постоянной, строго определенной, температуре, причем характерная особенность эвтектического сплава (в данном случае содержащего 13% Sb) заключается в том, что он имеет более низкую температуру плавления, чем составляющие его компоненты. Затвердевание всех остальных сплавов происходит в определенном интервале температур, причем при охлаждении любого сплава сперва из жидкой фазы выделяется в виде кристаллов избыточный по отношению к составу эвтектики компонент, так как при охлаждении любого сплава его жидкая фаза всегда стремится к эвтектической концентрации. При достижении
62
Теория сплавов
жидкой фазой эвтектической концентрации происходит кристаллизация эвтектики при постоянной температуре и сплав после затвердевания получает структуру эвтектики (равномерная микросмесь кристаллов составляющих компонентов) и кристаллов избыточного компонента.
Применяя правило фаз к диаграмме состояния сплавов свинца с сурьмой, у которых число компонентов равно 2, получаем С = 2 + _|_ 1 — ф = з — ф. Выше линии АСВ, где все сплавы находятся
в однородном жидком состоянии, Ф
Фиг. 38. Применение правила отрезков к диаграмме состояния сплавов свинца с сурьмой.
= 1 и число степеней свободы С =3 — 1 =2. Здесь система двухвариантна, так что можно менять и температуру, и концентрацию сплава, не изменяя его равновесия,—сплав будет оставаться жидким.
Внутри треугольника DAC сплавы состоят из кристаллов свинца и жидкого сплава, т. е. из двух фаз Ф = 2 при числе степеней С = 3 — 2=1. Здесь система одновариантна, что по-
зволяет произвольно менять, сохраняя равновесие сплава, либо температуру, —тогда зависимой переменной будет концентрация, либо концентрацию,—тогда зависимой переменной будет температура.
В эвтектической точке С различают три фазы: жидкий сплав и эвтектика, состоящая из механической микросмеси кристаллов свинца и сурьмы. Следовательно, здесь Ф = 3 и число степеней свободы С = 3 — 3 = 0, т. е. система безвариантна, и любое изме
нение температуры или концентрации вызовет нарушение равновесия.
Правило отрезков. Правило отрезков позволяет на основе диаграмм состояния определять для любого сплава при любой температуре относительное количество присутствующих в нем фаз или структурных элементов и определять количественный состав каждого из них, т. е. производить не только качественный, по и количественный анализ сплавов. Для этого, согласно правилу отрезков, через определенную точку k (фиг. 38), отвечающую данному сплаву, проводят на уровне заданной температуры горизонталь до пересечения ее с линией ликвидуса. Точка пересечения горизонтали с линией ликвидуса I укажет состав жидкой фазы, которая в данном случае состоит из 35% Sb и 65% РЬ. Твердая фаза состоит из чистой сурьмы (точка s). Соотношение между весовым количеством твердой фазы Qs и жидкой Qi определяется следующим образом:
Ql sk
где si — длина всей горизонтали.
Двойные сплавы
63
Длины отрезков (плечи рычага), соответствующие фазам, следует брать в направлении, обратном расположению фаз на диаграмме.
Диаграмма состояния для случая полной взаимной растворимости компонентов в твердом состоянии. Этот тип диаграммы относится к системам, компоненты которых обладают полной взаимной растворимостью как в жидком, так и в твердом состоянии. Практическим примером таких диаграмм является диаграмма состояния сплавов меди с никелем. Эта диаграмма также построена на основании анализа кривых охлаждения, полученных опытным путем, одна
Фиг. 39. Диаграмма состояния сплавов никеля с медью.
из которых изображена на фиг. 39 (слева). Кривые охлаждения чистых металлов имеют только по одной температурной остановке: для никеля — при 1452° (точка В), для меди — при 1083° (точка Л).
Сплав с 50% Ni и 50% Си затвердевает в некотором интервале температур и имеет на кривых охлаждения две критические точки (два перегиба). В промежутке между ними, т. е. между началом а и концом b затвердевания, из жидкого сплава выпадают кристаллы твердого раствора.
После экспериментального определения кривых охлаждения для серии сплавов строится диаграмма состояния в координатах температура— состав (фиг. 39).
Верхняя линия диаграммы АСВ соответствует началу кристаллизации сплавов — линия ликвидуса, а нижняя линия ADB — концу кристаллизации — линия солидуса.
Рассматриваемая диаграмма показывает, что выше линии АСВ сплавы никеля с медью состоят из однородного жидкого сплава, внутри площади ACBD — из кристаллов твердого раствора и жидкого сплава, ниже линии ADB — из одного твердого раствора.
Применяя правило фаз к диаграмме этого типа, получаем выше линии АСВ и ниже линии ADB одну фазу при двух компонентах (С = 3 — 1 =2), иначе говоря, система двухвариантна, и можно
64
Теория сплавов
менять температуру и концентрацию, не нарушая ее равновесия; система продолжает оставаться или жидким сплавом, или твердым раствором.
Внутри площади ACBD присутствуют две фазы. Здесь С = 3 — — 2 = 1, т. е. система одновариантна, поэтому можно менять только температуру. Концентрация будет зависимой переменной, чтобы не нарушилось соотношение числа фаз в системе.
Рассмотрим процесс кристаллизации сплава, содержащего 60% Ni. После достижения температуры, соответствующей линии ликвидуса, начинается процесс кристаллизации. При температуре, отвечающей точке k (фиг. 40), сплав состоит из кристаллов твердого раствора и жидкого сплава. Для определения состава каждой из этих фаз проводят через точку k горизонталь до пересечения ее с линиями ликвидуса и солидуса; точка s определяет состав (концентрацию элементов) твердой фазы Q5, содержащей 76% Ni и 24% Си, а точка/ — состав жидкой фазы Q;, содержащей 33% Ni и 67% Си. Относительные весовые количества Qs и Q; по правилу рычага определяются из соотношения
Qs _ Ik Qi sk
Фиг. 40. Применение правила отрезков к диаграмме состояния сплавов никеля с медью.
или
Qs Ik
Qs+i — si
где Q s+l — вес всего сплава.
Следовательно, в процессе кристаллизации состав жидкого сплава меняется по линии ликвидуса, а состав твердого раствора — по линии солидуса. Как видно из диаграммы состояния сплавов никеля с медью (фиг. 39), в начале затвердевания выделяющиеся кристаллы твердого раствора более богаты тугоплавким компонентом (в данном случае — никелем), а оставшийся жидкий сплав обогащается более легкоплавким компонентом (в данном случае — медью).
Во время процесса затвердевания непрерывно происходит диффузия, стремящаяся выровнять концентрацию как в разных частях выпавших кристаллов твердого раствора, так и между этими кристаллами и оставшимся жидким сплавом. Однако скорость диффузии в твердых растворах невелика. При обычно принятых на практике условиях охлаждения она не успевает завершиться из-за недостаточно медленного охлаждения. В результате после окончательного затвердевания всего сплава кристаллический твердый раствор получает характерную химическую неоднородность, так называемую дендритную ликвацию.
Двойные сплавы
65
Ликвация. Неравномерное распределение элементов, составляющих сплав по сечению слитка, детали или даже одного кристалла, называется явлением ликвации (или сегрегации).
Явление ликвации было открыто в 1866 г. А. С. Лавровым и Н. В. Калакуцким.
Ликвация бывает трех типов: 1) дендритная, или внутрикристал-лическая; 2) зональная; 3) по удельному весу.
Дендритная ликвация происходит у сплавов, образующих твердые растворы, в промежутке между началом и концом затвердевания (см. область между линиями АСВ и ADB на фиг. 39). Чем шире этот промежуток на диаграммах, тем больше возможностей для образования дендритной ликвации, так как с увеличением интервала разница в составе первых и последних кристаллов твердого раствора будет больше. Например, сплавы меди с цинком, у которых этот промежуток мал, не дают резко выраженной дендритной ликвации. Наоборот, у сплавов меди с оловом, характеризующихся большим промежутком между линиями начала и конца затвердевания, дендритная ликвация очень сильно выражена (фиг. 41, а). Образование дендритов твердого раствора, большей частью (но не всегда) богатых более тугоплавким элементом, происходит по закону предпочтительного вымерзания и начинается от охлаждающих стенок изложницы. Сами дендриты получаются слоистыми и неоднородными. Междендритные пространства, затвердевающие последними, обогащаются примесями.
Путем длительного нагрева при температурах вблизи линии солидуса можно в отдельных случаях, используя проходящий процесс диффузии, избавиться от дендритной ликвации, и тогда микроструктура твердого раствора, как и у чистого металла, будет состоять из однородных зерен (фиг. 41, б). Однако это возможно не всегда, и в силу затруднительности диффузии в твердых растворах, особенно при пониженных температурах, например в сталях, дендритная ликвация с трудом — и то не всегда — полностью уничтожается последующей горячей механической и термической обработкой. Прокатка и ковка раздробляют дендриты на мелкие продолговатые обломки, придают им определенную ориентировку и вытягивают их, создавая «волокна».
Дендритная ликвация, происходящая внутри кристаллического зерна сплава, называется внутрикристаллической.
Кроме описанной нормальной или прямой ликвации, наблюдается еще обратная ликвация, вызываемая побочными причинами.
При обратной ликвации, наоборот, у стенок изложницы располагается наиболее легкоплавкая часть сплава. Это объясняется выдавливанием изнутри остатков жидкости в сплавах, затвердевающих с расширением, или в сплавах, выделяющих при затвердевании газы. Обратная ликвация может произойти также вследствие переохлаждения, если система не находится в состоянии равновесия.
о Болховитинов Н. Ф. 302
66
Теория сплавов
На поверхности слитка, где переохлаждение больше, может затвердевать не только тугоплавкая, но и легкоплавкая часть сплава. При медленном охлаждении обратная ликвация не обнаруживается. Обратной ликвации особенно подвержены сплавы алюминия с медью и магнием.
Зональной ликвацией называется химическая неоднородность слитка, когда его поверхность состоит из более чистого сплава, а сердцевина загрязнена примесями (см. фиг. 59, а на стр. 96).
Фиг. 41. Сплав меди с оловом:
а — в литом состоянии; б — после длительного нагрева вблизи линии солидуса.
Затвердевающая поверхность слитка в первую очередь обогащается более тугоплавким компонентом, обычно более чистым металлом, а его сердцевина, затвердевающая в последнюю очередь, обогащается примесями или более легкоплавким компонентом.
Ликвация по удельному ве.су происходит в сплавах, компоненты которых нерастворимы в твердом состоянии и имеют значительную разницу в удельном весе, например в сплавах сурьмы со свинцом более легкая сурьма всплывает вверх, а свинец опускается на дно. Медленное охлаждение способствует такой ликвации. Ликвация по удельному весу в производстве сплавов является вредной, и с ней борются быстрым охлаждением сплава. Часто прибегают и к другому способу: в сплав свинца с сурьмой добавляют медь. Медь образует скелет (сетку) из кристаллов химического соединения CueSn6, которое при охлаждении, ввиду высокой температуры затвердевания, образуется первым и препятствует всплыванию кристалликов сурьмы, выделяющихся при более низкой температуре. Этот метод широко применяется в производстве подшипниковых сплавов — баббитов.
Двойные сплавы
67
Диаграмма состояния сплавов для случая ограниченной взаимной растворимости компонентов в твердом состоянии. К числу диаграмм
этого типа относятся системы, компоненты которых:
а)	в жидком состоянии обладают неограниченной взаимной растворимостью;
б)	в твердом состоянии обладают ограниченной взаимной рас
творимостью.
На фиг. 42 дана диаграмма состояния сплавов с ограниченной
растворимостью, построенная на основании анализа полученных
опытным путем кривых охлаждения.
Выше линии начала затвердевания АСВ — ликвидуса — расположена область однородного жидкого сплава. Линия ADCEB соответствует температурам конца затвердевания — солидус, линия СЕ называется линией эвтектического превращения, а точка С—эвтектической точкой.
Области ниже линий AD и ЕВ отвечают твердым растворам а (твердый раствор металла В в металле 4) и 0 (твердый раствор металла А в металле В). Левее точки D и правее точки Е
Фиг. 42. Диаграмма состояния сплавов с ограниченной взаимной растворимостью компонентов в твердом состоянии.
затвердевание и охлаждение сплава про-
исходят соответственно диаграмме полной взаимной растворимости.
В интервале концентрации от точки D до точки Е затвердевание происходит согласно диаграмме типа свинец—сурьма. В точке С образуется эвтектика, которая состоит из смеси кристаллов а-и 0-твердых растворов. Соответственно этому сплавы, лежащие между точками D и С, состоят из эвтектики С и первоначально выделившегося a-твердого раствора. Сплавы, лежащие между точками С и Е, после окончательного охлаждения будут состоять из эвтектики С и 0-твердого раствора.
Диаграмма состояния сплавов для случая перитектического 1
превращения применима к сплавам, компоненты которых: а) в жидком состоянии обладают полной взаимной раствори-
мостью;
б)	в твердом состоянии частично растворимы;
в)	в процессе кристаллизации претерпевают перитектическое превращение.
Перитектическое превращение встречается при образовании а (6)-железа, а также в сплавах меди с цинком, меди с оловом, меди с алюминием и др. Это превращение, как и эвтектическое, происходит при постоянной температуре, поэтому на кривых охлаждения и на диаграммах состояния оно изображается в виде горизонтальной линии.
Перитектика — слово греческое и означает окружение.
68
Теория сплавов
Как и в эвтектическом превращении, в нем участвуют три фазы — одна жидкая и две твердые. Применяя правило фаз, имеем здесь С = 2 + 1 — 3 = 0, т. е. температура перитектического превращения должна быть постоянной.
В отличие от диаграммы эвтектического типа в этой системе
выпавшие из жидкости кристаллы одного твердого раствора, строго определенной концентрации и в определенном количестве, реагируя с оставшейся жидкостью определенного состава и в определенном
количестве, образуют кристаллы другого твердого раствора.
При температурах выше линии АСВ все сплавы (фиг. 43) находятся в жидком состоянии. Ниже линии АС сплавы затвердевают,
согласно диаграмме, с полной взаимной растворимостью компонентов, причем образуется a-твердый раствор (твердый раствор металла В в металле 4). При температурах, соответствующих линии СВ, из жидкого сплава выделяется P-твердый раствор (твердый раствор металла А в металле В). Ниже линии ЕВ сплав состоит из Р-твердого раствора.
Перитектическое превращение про-
фиг. 43. Диаграмма состояния исходит при температурах, соответ-сплавов с перитектическим пре- ствующих горизонтальной линии CDE вращением.	(так называемой линии перитектическо-
го превращения), выше которой находится жидкий сплав и P-твердый раствор. На участке CD перитектическое превращение протекает следующим образом: жидкий сплав, состав которого соответствует точке С, в количестве, определяемом отрезком DE, взаимодействует с предельно насыщенными кристаллами P-твердого раствора (точка Е) в количестве, определяемом отрезком CD, образует предельно насыщенный a-твердый раствор (концентрации точки £>), а часть жидкого сплава остается в избытке
жидкий сплав С + Р£ 7~*~ aD 4~ жидкий сплав С,
где индексы фаз С, Е и D указывают, что состав этих фаз соответствует точкам С, Е и D диаграммы на фиг. 43.
При дальнейшем понижении температуры из оставшегося жидкого сплава вследствие изменения растворимости компонента В в компоненте А в твердом состоянии в зависимости от температуры продолжает кристаллизоваться твердый раствор.
На участкеDE в результате перитектической реакции в избытке остаются уже кристаллы P-твердого раствора, а не жидкой фазы:
жидкий сплав С + Р£ -> ад Р£.
Окончательно затвердевшие сплавы перитектического типа ниже горизонтальной линии DE будут состоять из простой механической
Двойные сплавы
69
смеси крупных участков кристаллов а и 0, причем в строении сплавов будут наблюдаться изолированные друг от друга кристаллы P-твердого раствора, а промежутки между ними будут заполнены сплошной массой кристаллов a-твердого раствора (окружение), а ниже линии AD или ЕВ будут состоять из а- или P-твердых растворов.
Перитектическое превращение протекает очень медленно и в технических сплавах обычно не доходит до конца. Поэтому даже в сплавах, лежащих левее точки D, часть P-твердого раствора сохраняется, отжигом при температурах,
и только последующим длительным близких к перитектической, заменяется структурой однородного а-раствора.
Диаграмма состояния сплавов для случая образования между компонентами химического соединения. Если в системе А — В (фиг. 44) образуется устойчивое химическое соединение, его можно рассматривать как самостоятельный компонент, образующий порознь с компонентами А и В две простейшие диаграммы состояния. Действительно, на диаграмме вертикаль АпВт—Е соответствует химическому соединению АпВт, делит диаграмму на две
Фиг. 44. Диаграмма состояния сплавов, компоненты которых образуют химическое соединение.
системы: А — А„Вт и АпВт—В, каждая из которых в зависимости от свойств образующих ее компонентов представляет собой диаграмму одного из рассмотренных ранее типов В данном случае приведена диаграмма, как бы состоящая из двух частей: левая система А—АпВт является диаграммой для случая отсутствия растворимости компонентов в твердом состоянии, а правая система АпВт—В — для случая их полной взаимной растворимости.
Химическое соединение подобно чистому металлу или твердому раствору будет иметь однофазную структуру.
Вторичные превращения. Превращения в структуре большинства важнейших практических сплавов могут происходить не только при их затвердевании, но и после него, когда сплавы находятся полностью в твердом состоянии; в последнем случае их называют вторичными превращениями.
К числу вторичных превращений относятся: 1) процесс выделения из твердых растворов; 2) аллотропическое превращение и ряд других превращений.
Процесс выделения из твердых растворов наблюдается в сплавах с ограниченной взаимной растворимостью компонентов в твердом состоянии, которая изменяется с изменением температуры.
70
Теория сплавов
Диаграммы сплавов этого типа входят в состав сложных диаграмм основных промышленных сплавов Fe—С, Л1—Си и др., поэтому имеют большое научное и практическое значение.
Как и в случае диаграммы на фиг. 42, затвердевание сплава (фиг. 45, а) от точки D до точки Е происходит по диаграмме типа свинец—сурьма; в точке С образуется эвтектика, состоящая из смеси
в)	S)
Фиг. 45. Диаграммы состояния сплавов:
а —с ограниченной взаимной растворимостью компонентов в твердом состоянии, которая изменяется с изменением температуры; б ив — с аллотропическим превращением.
кристаллов насыщенных а- и 0-твердых растворов. Ниже линии DC сплавы будут состоять из эвтектики состава, отвечающего точке С и первоначально выделившегося насыщенного a-твердого раствора, в котором при понижении температуры выделяются кристаллы Pem. Линия DF характеризует понижение растворимости компонента В в Л с падением температуры и отвечает началу выделения из а-твер-дого раствора кристаллов Pem твердого раствора.
Подобным же образом ниже линии СЕ сплавы будут состоять из эвтектики С и насыщенного P-твердого раствора с выделившимися кристаллами авЯ1. Линия EG характеризует понижение растворимости компонента А в В; с падением температуры на ней начинается выделение из Р - твердого раствора кристаллов ав(П-твер-дого раствора.
Двойные сплавы
71
В случае аллотропического превращения, как и при затвердевании жидкого сплава, выделяется тепло, и на кривых охлаждения наблюдаются температурные остановки в виде горизонтальных площадок. Однако тепла здесь выделяется в несколько раз меньше, чем при затвердевании. Изменение кристаллической структуры при аллотропическом превращении совершается в твердом состоянии, поэтому называется вторичной кристаллизацией. В простейших случаях, например, когда аллотропическое превращение происходит в чистом металле, входящем в структуру затвердевшего сплава, оно происходит для любого состава сплава при постоянной температуре (фиг. 45, б) на горизонтальной линии NM.
Если аллотропическое превращение происходит в одном из компонентов твердого раствора, то в твердом растворе может изменяться концентрация за счет постепенного выделения из него новой a-фазы в области EFGH (фиг. 45, в), подобно тому, как изменяется концентрация жидкого сплава при выделении из него Р-твердого раствора.
Линии, определяющие аллотропические превращения, могут иметь самый разнообразный вид, усложняя диаграммы состояний. Аллотропические превращения встречаются в наиболее важной диаграмме сплавов железа с углеродом и в других технических сплавах.
В отличие от частичного превращения при полном превращении исходный твердый раствор совсем не сохраняется, например подобно тому, как при затвердевании жидкого раствора с образованием эвтектики он полностью распадается на смесь двух твердых фаз. Полное превращение твердого раствора происходит в твердом состоянии, т. е. в кристаллической решетке также строго определенного состава и при определенной температуре. Образующуюся смесь двух фаз в отличие от эвтектики называют эвтектоидом. Эвтектоидное превращение связано с переходом одной аллотропической формы в другую. Эвтектоид имеет весьма характерную пластинчатую или зернистую структуру, сходную со структурой эвтектики (см. фиг. 33, а и б). Очень большое практическое значение имеет полное превращение твердого раствора в сплавах железа с углеродом. Из твердого раствора углерода в у-железе образуется эвтектоид, представляющий смесь двух твердых фаз: нового твердого раствора углерода в a-железе и химического соединения Fe3C.
Существуют и другие разновидности полного превращения твердого раствора, например в сплавах железа с хромом (см. фиг. 189) внутри области твердого раствора на диаграммах может образоваться химическое соединение FeCr (о-фаза), отвечающее содержанию примерно 45% Сг.
При понижении температуры область о-фазы распространяется на более широкий интервал содержания хрома. Это объясняется растворением в о-фазе как железа, так и хрома. Диаграмма состояния сплавов Fe—Сг показывает, что на границе между областями а
72
Теория сплавов
и а находятся неоднородные участки а ф- а. Фаза о является очень хрупкой, она даже выкрашивается при изготовлении микрошлифов. Выделение о-фазы после длительного нагрева высокохромистых сталей, работающих при высоких температурах, делает их хрупкими.
Образование о-фазы даже при температурах 600—800° происходит очень медленно и требует длительного времени, а при более низких температурах оно вообще не происходит; холодная деформация, увеличивающая количество дислокаций и других дефектов, резко ускоряет образование о-фазы.
о-фаза имеет большое практическое значение и обнаруживается не только в сплавах Fe—Сг. но и в ряде других двойных и тройных систем.
Образование химических соединений из твердых растворов происходит путем постепенного перехода решетки из неупорядоченного в упорядоченное состояние с определенным соотношением атомов, отвечающим химическому соединению, которое сопровождается повышением твердости и снижением вязкости.
В затвердевших сплавах могут происходить магнитные превращения, которые связаны с изменением размещения электронов в атомах, но не сопровождаются изменениями кристаллической решетки. Например, a-железо при 768° переходит в немагнитное состояние.
Нерастворимость в жидком состоянии. Во всех рассмотренных выше диаграммах жидкие сплавы показаны для случая полной растворимости. Между тем, как уже указывалось, есть металлы, например свинец и медь, которые обладают лишь частичной взаимной растворимостью в жидком состоянии, увеличивающейся при повышении температуры. В отдельных редких случаях, например в сплавах железо — свинец, наблюдается практически полная нерастворимость. В сплавах как с ограниченной, так и с полной нерастворимостью в жидком состоянии в условиях медленного охлаждения наблюдается расслоение жидких металлов: более тяжелый металл опускается вниз, а более легкий располагается сверху. Во избежание такого расслоения и ликвации свинцовистые бронзы подвергают после заливки быстрому охлаждению, чтобы получить свинец в мелких равномерно распределенных выделенйях в основной массе из меди.
Пользование диаграммами состояния двойных сплавов. Описанные выше основные типы диаграмм состояния позволяют разобраться в громадном количестве диаграмм состояния всевозможных металлических сплавов, которые приводятся в справочниках и периодической литературе. При этом следует иметь в виду, что по мере совершенствования и расширения методов исследования и применения в качестве их объектов наиболее чистых металлов (например железа чистоты 99,999%) формы диаграмм и их числовые значения, конечно, могут в некоторой степени изменяться.
С помощью более чувствительных методов исследования, особенно рентгенографических и тонких физических, удается откры
Понятие о построении диаграмм состояния тройных систем
73
вать новые превращения в сплавах, не отмеченные на существующих диаграммах. Точно так же, применяя более длительные выдержки при затвердевании сплавов или подвергая их длительному отжигу, удается ближе подходить к состоянию равновесия и получать более надежные цифры. Поэтому при исследованиях нужно пользоваться более новыми диаграммами и критически сравнивать их со старыми.
4. ПОНЯТИЕ О ПОСТРОЕНИИ ДИАГРАММ СОСТОЯНИЯ ТРОЙНЫХ СИСТЕМ'
Наиболее распространенные в практике сплавы железа, алюминия, меди и других металлов являются гораздо более сложными, чем двойные, и обычно состоят из многих компонентов — трех, четырех, пяти и более. Опыт показывает, что совместное действие компонентов сильно отличается от их раздельного влияния. Поэтому и необходимо изучать тройные, четверные и более сложные системы сплавов.
В настоящее время уже имеется большое количество изученных диаграмм состояния тройных сплавов, но диаграммы четверных и более сложных многокомпонентных систем исследованы гораздо меньше.
Диаграмма состояния тройного сплава изображается в пространстве. Ее основанием является концентрационный равносторонний треугольник, каждая точка которого отвечает определенному составу. По вертикальным линиям диаграммы определяются критические температуры сплавов.
Состав тройного сплава характеризуется содержанием трех компонентов, из которых любые два являются независимыми переменными, а третий дополняет их сумму до 100%.
Для определения состава тройного сплава можно использовать следующие два известных геометрических свойства равностороннего треугольника.
1. Сумма всех перпендикуляров, опущенных из любой точки, находящейся внутри равностороннего треугольника, на каждую из его сторон, есть величина постоянная, равная его высоте, например для точки М (фиг: 46, а)
Ma + Mb + Me = Cd.
Принимая высоту Cd за 100%, состав сплава в процентах в точке М можно определить так:
компонента А
А =	100 °/0;
1 Для более подробного ознакомления с тройными и более сложными сплавами рекомендуются книги А. А. Бочвара, Г. А. Кащенко, Г. Е. Мазинга, Д. А. Петрова, Б. Е. Воловика и М. В, Захарова и др.; см. список литературы в конце этой главы.
74
Теория сплавов
компонента В
В = -^- 100 °/0; Са и
компонента С
с = -^ юо°/0.
Однако проведение перпендикуляров затемняет чертеж и осложняет этот метод. Гораздо удобнее применять другой метод опреде
ления состава тройных сплавов, основанный на втором свойстве равностороннего треугольника.
2. Сумма трех отрезков, отсеченных на сторонах равностороннего треугольника прямыми, параллельными его сторонам и проведенными через любую точку внутри него, является постоянной величиной, которая равна его стороне.
Например, для точки М (фиг. 46, б)
Af + Bd + Ch = АВ.
Принимая сторону АВ за 100%, состав сплава в точке М можно определить так:
компонента А
компонента В
В = ^-100 %;
компонента С
С= ™ 100%.
Понятие о построении диаграмм состояния тройных систем
75
Из рассмотрения концентрационного треугольника можно сделать следующие выводы:
1)	вершины треугольника определяют чистые компоненты —А, В или С;
2)	каждая сторона треугольника определяет двойной сплав: А — В, В — С или А — С; каждая точка на стороне треугольника — состав двойного сплава;
3)	точки внутри треугольника определяют состав тройных сплавов.
В качестве примера пространственного изображения диаграмм тройных систем рассмотрим простейший случай, когда все три ком-
Фиг. 47. Пространственная диаграмма состояния тройных сплавов с полной взаимной растворимостью компонентов в твердом состоянии.
Фиг. 48. Горизонтальное (изотермическое) сечение пространственной диаграммы состояния тройного сплава.
понента обладают полной взаимной растворимостью в твердом состоянии.
Такая диаграмма (фиг. 47) имеет выпуклую поверхность начала затвердевания (ликвидус) А1В1С1 и вогнутую поверхность конца затвердевания (солидус)
Между этими поверхностями тройные сплавы неоднородны и состоят из тройного твердого раствора и жидкого сплава. Выше поверхности начала затвердевания (ликвидус) все сплавы находятся в жидком состоянии, а ниже поверхности конца затвердевания (солидус) — в твердом. Микроструктура таких тройных сплавов состоит из кристаллических зерен тройного твердого раствора.
При изучении и построении диаграмм тройных сплавов в металловедении пользуются их горизонтальными и вертикальными сечениями. Если пространственную модель тройной диаграммы пересечь горизонтальной, т. е. параллельной плоскости концентрационного треугольника, плоскостью (фиг. 48), то она пересечет поверхность начала затвердевания (ликвидус) по линии а^, а поверхность конца
76
Теория сплавов
Фиг. 49. Вертикальное (по литермическое) сечение пространственной диаграммы состояния тройного сплава.
ния и представлять все
затвердевания (солидус) — по линии Cjdj. Проекции этих кривых на плоскость концентрационного треугольника называются изотермами: линия ab — изотерма начала затвердевания (ликвидуса), а линия cd —изотерма конца затвердевания (солидуса). Горизонтальные или изотермические сечения получаются при пересечении тройных пространственных диаграмм плоскостями, отвечающими ряду определенных постоянных температур. В результате на поверхности концентрационного треугольника получается ряд проекций —изотерм.
Вертикальные или политермические сечения получаются пересечением пространственной модели тройной диаграммы (фиг. 49) плоскостью Р 2, перпендикулярной к плоскости концентрационного треугольника. Она пересечет поверхность начала затвердевания (ликвидус) по линии a^bi и поверхность конца затвердевания (солидус) по а^. Такие разрезы, называемые иногда псевдобинарными, очень удобны и широко применяются при изучении тройных систем. Имея вертикальное сечение или псевдобинарную диаграмму аа^ЬгЬф, можно легко находить критические точки, строить кривые охлажде-изменения в структуре такого сплава. Без
таких вертикальных сечений изучение тройных систем очень неудобно, а иногда даже невозможно.
5. ЗАВИСИМОСТЬ МЕЖДУ СВОЙСТВАМИ СПЛАВОВ И ИХ ДИАГРАММАМИ СОСТОЯНИЯ
Зависимость между свойствами сплавов и их диаграммами состояния изучалась Н. С. Курнаковым, который в свое время установил примерную зависимость между типом диаграмм и их твердостью и электросопротивлением. В дальнейшем эта работа была пополнена исследованием ряда механических и технологических свойств — прочности, пластичности, жидкотекучести, усадки, ликвации, пористости, обрабатываемости резанием и давлением и способности к термической обработке.
Для сплава с компонентами, нерастворимыми друг в друге в твердом состоянии и образующими механическую смесь (фиг. 50, а), твердость НВ и электросопротивление q изменяются примерно по закону прямой.
Однако в случае измельченности (мелкозернистости) структуры компонентов (например, у сплавов эвтектического состава) наблюдается более высокая твердость и прочность. Кроме того, эвтекти
Зависимость между свойствами сплавов и их диаграммами состояния 77
ческие сплавы отличаются ценными технологическими свойствами — низкой температурой плавления и жидкотекучестью, они обеспечивают хорошее заполнение формы при литье. Кроме того, эвтектические сплавы применяются в качестве припоев и особо легкоплавких сплавов.
В сплавах с компонентами, образующими твердые растворы с неограниченной (фиг. 50, б) или с ограниченной растворимостью (фиг. 50, в), твердость НВ и электросопротивление Q изменяются по кривой; даже небольшие добавки другого компонента в чистый металл резко увеличивают и НВ, и Q. При этом, несмотря на увели
Фиг. 50. Зависимость между диаграммами состояния сплавов и их свойствами.
чение твердости, пластичность не всегда снижается, а иногда даже увеличивается. Поэтому и механические смеси с измельченной структурой, и твердые растворы являются ценным материалом для деталей машин. Наименьшим электросопротивлением обладают чистые металлы, поэтому чистые медь и алюминий применяются для электрических проводов. Наоборот, некоторые твердые растворы, обладающие высоким электросопротивлением и малым температурным коэффициентом, применяются для нагревательных приборов, печей и реостатов.
Образование химического соединения в сплаве (фиг. 50, г) дает скачок в изменении свойств: твердость НВ и электросопротивление Q резко повышаются. Наиболее высокой твердостью обладают карбиды (соединения металлов с углеродом).
В отношении других технологических свойств узкий интервал температур затвердевания, т. е. небольшое расстояние между линиями
78
Теория сплавов
ликвидуса и солидуса, позволяет получить более однородную структуру сплава и концентрированную усадочную раковину, которую можно вывести в прибыль отливки, и добиться большей плотности металла. При широком (по температуре) интервале затвердевания сплав получается часто пористым, но усадка уменьшается.
Горячей и холодной обработке давлением лучше поддаются однофазные сплавы — чистые металлы или однородные твердые растворы; двухфазные сплавы в случае расположения одной из фаз по границам зерна другой фазы могут привести к красноломкости или хладноломкости.
Обрабатываемость сплавов режущим инструментом тесно связана с их структурой. Лучше и легче обрабатываются режущим инструментом структурно неоднородные сплавы.
Особенно большое значение имеют диаграммы состояния для определения, может ли сплав изменять свои свойства в результате термической обработки. Эта зависимость рассматривается в главах о термической обработке.
ЛИТЕРАТУРА
Бочвар А. А., Металловедение, Металлургиздат, 1956.
Воловик Б. Е., Захаров М. В., Тройные и четверные системы, Металлургиздат, 1948.
3 а й т В.. Диффузия в металлах, И. Л., 1959.
Курнаков Н. С., Введение в физико-химический анализ, АН СССР, 1940.
Л а медей Дж., Термодинамика сплавов, Металлургиздат, 1959.
Лившиц Б. Г., Физические свойства сплавов, Машгиз, 1959.
Нем и лов В. А., Общая металлография, АН СССР, 1947.
Петров Д. А., Тройные системы, АН СССР, 1953.
Смит М., Сплавы в физической металлургии, Металлургиздат, 1960.
Юм-Розери В., Диаграммы равновесия металлических систем, Металлургиздат, 1956.
Юм-Розери В. и Рейнор Дж., Структура металлов и сплавов, Металлургиздат, 1959.
Hansen М. and Anderko К. R., Constitution of Binary Alloys, 1957, H oy gh t on J.L. and Prince A., The Constitutional Diagrams of Alloys. A Bibliography, 1956.
Metals Handbook, 1948, and Supplements 1954 and 1955, ASM.
Rhines F. H., Phase Diagrams in Metallurgy, 1956.
Theory of Alloy Phases, ASM, 1956.
Schumann H., Metallographic, 2 Aufl., 1958.
S i e b e 1 E., Handbuch der Werkstoffprufung, 2 Aufl., 1958.
ГЛАВА III
ЖЕЛЕЗОУГЛЕРОДИСТЫЕ СПЛАВЫ
Начало разработки диаграммы состояния сплавов железо — углерод было положено в 1868 г. учением о критических точках стали великим русским металловедом Д. К. Черновым.
С тех пор в течение более 90 лет много ученых как русских, так и иностранных работали над этой диаграммой, применяя все более совершенные методы исследований и все более чистые исходные компоненты. Наиболее выдающимися среди них являются работы Робертс-Аустена, Розебума, Осмонда, Геренса, Н. В. Гутов-ского, Н. М. Витторфа, Мела и Уэлса и др. Внимание, уделяемое исследователями диаграмме состояния сплавов железа с углеродом, объясняется огромным ее практическим и научным значением. Сплавы железа с углеродом, т. е. сталь и чугун, составляют подавляющее большинство применяемых в промышленности сплавов, а термическая обработка их, основывающаяся на этой диаграмме, с каждым годом получает все большее распространение.
1. КРИВАЯ ОХЛАЖДЕНИЯ ЧИСТОГО ЖЕЛЕЗА И ОСНОВНЫЕ СТРУКТУРЫ ЖЕЛЕЗОУГЛЕРОДИСТЫХ СПЛАВОВ
Кривая охлаждения чистого железа. Железо может находиться в различных аллотропических формах.
Аллотропические превращения и свойства чистого железа наглядно показаны на кривой охлаждения чистого железа (фиг. 51). Первая температурная остановка на кривой охлаждения —при 1539°, во время которой железо из жидкого состояния переходит в твердое. Здесь выделяется большое количество теплоты затвердевания, на что указывает длительная температурная остановка. В результате образуется б-железо, обладающее кристаллической решеткой объемноцентрированного куба со стороной а = 2,93 кХ. Железо б (а) растворяет до 0,1% Си немагнитно.
При дальнейшем охлаждении б( а)-железо оказывается устойчивым только до температуры 1400°, при которой на кривой охлаждения происходит новая температурная остановка, отвечающая переходу б (а)-железа в другую аллотропическую форму — у-железо. Последнее имеет кристаллическую решетку куба с центрированными гранями, с параметром решетки а = 3,64 кХ.. Железо у растворяет до 2% С
80
Железоуглеродистые сплавы
и немагнитно. При переходе железа из одной аллотропической формы в другую выделяется гораздо меньше тепла, чем при затвердевании, поэтому площадка на кривой охлаждения в точке Л4(1400°) значительно меньше предыдущей. При охлаждении ниже 1400° у-железо оказывается устойчивым только до 910°. Здесь на кривой охлаждения наблюдается новая небольшая температурная оста
новка, отвечающая переходу у-железа в ф-же-лезо, которое имеет решетку куба со стороной а = 2,90 кХ. Железо Р (а) немагнитно.
Ниже 910° Р (а)-же-лезо сохраняется только до 768°, где на кривой охлаждения имеется еще одна температурная остановка. Она отвечает переходу немагнитного Р (а)-железа в магнитное a-железо, также обладающее кристаллической решеткой объе-мноцентрированного куба со стороной а = = 2,88 кХ которое растворяет при температуре около 723° до 0,02 % С. Здесь температурная остановка и выделение тепла связаны не с перестройкой кристаллической решетки, а с вну
триатомными изменениями, которые и вызывают изменение магнитных свойств, а-, р (а)- и 6 (а)-железо обладает одной и той же кристаллической решеткой объемнонентрированного куба, и незначительная разница в параметре решетки объясняется тепловым расширением. Следовательно, самостоятельными кристаллическими разновидностями железа, т. е. его аллотропическими формами, являются только а- и у-железо. При этом у-железо,имеющее решетку куба с центрированными гранями, отличается наиболее плотной укладкой атомов, него переход в а-железо сопровождается резким увеличением объема за счет уменьшения координационного числа.
Критические точки железа —температурные остановки на кривых охлаждения —обозначаются буквой А с цифровым индексом аллотропического превращения, т. е. Л4, Л3, Л 2. При
Кривая охлаждения чистого железа и основные структуры сплавов 81
этом, если скорость охлаждения или нагревания не позволяет достигнуть равновесия, то между критическими точками Л4 и Л, при нагревании и при охлаждении наблюдается разница, так называемый гистерезис, который тем больше, чем выше скорость нагрева или охлаждения. Критические точки железа при нагреве обозначаются Ас4, Ас3, а при охлаждении Аг\ и Лг3.
Точка Л 2, при которой не происходит изменения кристаллической решетки, гистерезиса не имеет.
Применение правила фаз С = К + 1 —Ф к кривой охлаждения железа, где система простая и состоит только из одного компонента — железа, показывает следующее.
В процессе затвердевания, когда число фаз Ф = 2 — жидкое железо и 6 (а)-железо, число степеней свободы С — 1 + 1 —2 = 0. Следовательно, температуру без нарушения равновесия менять нельзя, и на кривой охлаждения отмечается температурная остановка.
Подобным же образом в процессах превращения железа 6 (а) в у, у — в а число фаз Ф = 2, и на кривой охлаждения в точках Л4, Л3 и Л о отмечаются температурные остановки, так как степень свободы равна нулю.
В твердом однофазном состоянии в области существования 6 (а)-, у-, Р (а)- или а-железа число фаз Ф = 1, поэтому степень свободы С = 1 -j- 1 — 1 = 1 и, следововательно, температура может изменяться при отсутствии превращений.
Прежде чем перейти к рассмотрению диаграммы Fe —С, ознакомимся с основными элементами микроструктуры железоуглеродистых сплавов.
Сплавы железа с углеродом, содержащие до 2% С, называются сталью; с плавы, содержащие больше 2% С, называются чугуном.
Основные элементы микроструктуры железоуглеродистых сплавов
Феррит (фиг. 52, а) — твердый раствор углерода в а-железе. Феррит может содержать в твердом растворе при 723° до 0,02% С, а при комнатной температуре —только 0,006% С. В углеродистых сталях и чугунах феррит содержит в твердом растворе не только углерод, но и кремний, марганец, фосфор и другие элементы. Микроструктура феррита, как и чистого железа, состоит из зерен (фиг. 52, а); он имеет объемноцентрированную кубическую решетку и ферромагнитен (до 768°).
Твердость и механические свойства феррита зависят от наличия и количества элементов, присутствующих в нем в твердом растворе. В углеродистой стали и чугуне наибольшее влияние на его свойстве оказывают кремний и фосфор. Если феррит практически свободен от примесей, то твердость его НВ -х, 60.
6 Болховитинов H. Ф. 302
82
Железоуглеродистые сплавы
a)	S)	S)
ж)	3)	а)
Фиг. 52. Основные элементы микроструктуры стали и чугуна:
о —феррит (Х100); б и в — сетка цементита (Х100); г — цементит (X 100); д — аустенит (Х100); е — пластинчатый перлит (Х500); ж — зернистый перлит (Х500);
а — ледебурит (X 100); п — графит (Х100).
Кривая охлаждения чистого железа и основные структуры сплавов 83
Цементит (фиг. 52, б) — химическое соединение железа с углеродом Fe3C, содержащее 6,67% С (карбид железа) или твердые растворы на его основе1.
Цементит имеет сложную решетку с высоким координационным числом и сильными металлическими связями между атомами железа.
Цементит до 210° ферромагнитен, обладает очень высокой твердостью (НВ > 800 или HRC > 65), отличается хрупкостью, плохо поддается травлению; при исследовании микроструктуры цементит выявляется по характерному блеску, а также он как бы выступает выше других структурных составляющих (фиг. 52, 6).
Растворение в цементите марганца, хрома и других элементов-карбидообразователей увеличивает его твердость.
Как цементит, так и феррит после травления обычными реактивами (например, растворами азотной или пикриновой кислоты в спирте) кажутся под микроскопом светлыми. Различить их можно только по внешним очертаниям и рельефу, резкой разнице в твердости, а также по окрашиванию специальным реактивом —пикратом натрия; цементит в этом случае приобретает темный цвет (фиг. 52, в). Цементит присутствует в структуре стали и чугуна в различных формах: в виде сетки по границам зерен (фиг. 52, 6), в виде игл в форме отдельных светлых выделений и зерен (фиг. 52, г).
Аустенит (фиг. 52, д) —твердый раствор углерода и других элементов в у-железе. Атомы железа в аустените находятся по углам куба и в центре каждой его грани, а углерод располагается в центре куба, у-железо при 1130° растворяет до 2% С, а при 723° —до 0,8% С. В чистых сплавах железа с углеродом и в простых углеродистых сталях аустенит устойчив только при высоких температурах. Микроструктура его состоит из характерных однородных зерен с двойниками1 2 (фиг. 52, д).
В сталях с содержанием около 2% С или с высоким содержанием специальных элементов, например хромоникелевых, марганцовистых и некоторых других, аустенит можно получить устойчивым при обыкновенных температурах, что и позволяет легко исследовать его структуру.
Аустенит, как и у-железо, немагнитен, вязок. Твердость аустенита, содержащего минимальное количество легирующих элементов, НВ 170—220.
Перлит (фиг. 52, е и ж) — механическая смесь, состоящая из очень мелких пластинок (фиг. 52, е) или зернышек (фиг. 52, ж) цементита, расположенных в ферритной основе. Перлит является эвтектоидом. Эвтектоидом называется характерная равномерная
1 Более подробно структура цементита описана в книге Юм-Розери В. и Рейнор Г. В., см. список литературы в конце главы.
2 Двойники — часть основного зерна в плоскости шлифа, как бы ограниченная двумя параллельными линиями. Особенно характерно строение двойников для мягких латуней (см. фиг. 41, б).
6*
84
Железоуглеродистые сплавы
пластинчатая или зернистая микросмесь, подобная эвтектике, но в отличие от нее образующаяся не из жидкого состояния, а при превращении твердого раствора. Эвтектоиды, как и эвтектики, встречаются не только в сплавах Fe — Fe3C, но и во многих других сплавах.
Поверхность травленого шлифа эвтектоидной стали имеет вид, похожий на перламутр, что и дало основание назвать эту структуру перлитом.
В сплавах железа с углеродом, почти не содержащих других примесей, чистый перлит образуется при содержании 0,8% С. В сталях и чугунах, содержащих кремний, марганец и другие элементы, чистый перлит получается при меньшем количестве углерода'.
В зернистом перлите (фиг. 52, ж) цементит имеет шарообразную форму. Такая структура часто встречается в высокоуглеродистых сталях после специального отжига на зернистый перлит (цементит).
Механические свойства перлита зависят от степени измельчен-ности (дисперсности) частичек цементита. Например, перлит с очень мелкими частицами цементита имеет предел прочности <зь = = 133 кГ/мм2 и удлинение 6=11%. У обыкновенного пластинчатого перлита аь = 82 кГ/мм2 и 6 = 15%, а у крупнопластинчатого аь = 55 кПмм2 и 6 = 5%. Зернистый перлит имеет аь = = 63 кГ/мм2 и 6 = 20%. Следовательно, чем грубее и крупнее в перлите цементитные выделения, тем ниже его механические свойства. Перлит с наиболее мелкими частицами цементита обладает наивысшими механическими свойствами. Твердость перлита НВ 160—25О.также находится в зависимости от измельченное™ и формы частиц цементита. Твердость зернистого перлита колеблется в пределах НВ 160—220, а пластинчатого НВ 200—250.
Ледебурит (фиг. 52, з) представляет собой эвтектику, состоящую в момент образования из цементита и аустенита, предельно насыщенного углеродом. При последующем охлаждении аустенит, входящий в ледебурит, превращается в перлит.
На фиг. 52, з показан ледебурит, состоящий из светлой цементит-ной основы с темными круглыми выделениями перлита. Содержание углерода в ледебурите 4,3%. Ледебурит отличается большой твердостью {НВ > 700) и хрупкостью (он встречается в структуре белых и половинчатых чугунов).
Графит (фиг. 52, и) —одна из кристаллических разновидностей углерода, имеющая гексагональную решетку. В решетке графита (фиг. 53) атомы углерода размещены по углам основания гексагональных призм, т. е. слоями. В каждом слое атомы находятся близко друг от друга —на расстоянии 1,42 кХ и обладают сильными межатомными связями. Но расстояния между слоями атомов гораздо больше 3,4 кХ, поэтому и связи между ними очень слабые. Это является причиной слоистой структуры и ничтожной прочности графита. Удельный вес графита 2,2.
Диаграмма состояния сплавов железа с углеродом
85
Графит встречается в структуре чугуна и графитизированной стали, выявляется в их структуре без травления (см. фиг. 52, и) и может иметь форму пластинок, хлопьев или шаровидных выделений черного цвета, Исследования пока-
зывают, что графит может содержать некоторое количество железа и других элементов в твердом растворе.
2. ДИАГРАММА СОСТОЯНИЯ СПЛАВОВ ЖЕЛЕЗА С УГЛЕРОДОМ
Диаграмма сплавов железа с углеродом охватывает не все сплавы, содержащие от 0 до 100% С, а только часть их с содержанием от 0 до 6,67% С, так как сплавы с более высоким содержанием углерода практического применения не имеют.
Фиг. 53. Кристаллическая решетка графита.
Рассмотрим подробно вначале систему Fe—Fe3C(100% Fe3C соответствует 6,67С), затем систему Fe —С (железо —графит) то же до содержания углерода 6,67%.
По горизонтальной оси диаграммы Fe — F3C (фиг. 54) откладывается содержание углерода от 0 до 6,67% или от 0 до 100% Fe3C, а по вертикальной оси — температура. Каждая точка на диаграмме
характеризует определенный состав сплава при определенной температуре. Диаграмма сплавов Fe — Fe3C является сложной. Превра-
щения в этих сплавах происходит не только при затвердевании жидкого сплава, но и в твердом состоянии вследствие перехода железа из одной аллотропической формы в другую.
Верхняя часть диаграммы. Линия ABCD (ликвидус) — начало затвердевания сплавов Fe — Fe3C; выше этой линии все сплавы находятся в жидком состоянии.
Чистое железо плавится и затвердевает при 1539°. Эвтектический сплав, содержащий 4,3% С, плавится и затвердевает при 1130°. В твердом состоянии он получает типичную зернистую эвтектическую структуру ледебурита. Все остальные сплавы плавятся и затвердевают в некотором интервале температур.
При температурах, соответетвующих линии АВ, из жидкого сплава выделяется S (а)-твердый раствор. На горизонтали HJB при 1492° происходит перитектическое превращение, при котором жидкая фаза состава точки В в количестве, определяемом отрезком HJ, и S-твердый раствор предельной концентрации (точки //) в количестве, определяемом отрезком JB, реагируя между собой, образуют аустенит (состава точки J). В силу указанного в сплавах, лежащих левее точки J и потому имеющих избыточное количество кристаллов твердого S-раствора, при переходе линии перитектического превращения образуется структура аустенит плюс кристаллы
86
Железоуглеродистые сплавы
S-твердого раствора, а в сплавах, лежащих правее точки J и имеющих избыточное количество жидкой фазы, при переходе линии перитектического превращения образуется структура аустенит и жидкий сплав.
Правее точки В при температурах, соответствующих линии ВС и ниже ее, из жидкого сплава выделяются кристаллы аустенита

Жидкий сплад
£
\Р
600
400
I S
S-+
^1100
| §1000 S 910
900
д Ж.с+0 0,16
Fe °C
1539
О.1О’500
0,5
дез
723'
Ледебурит
0<0fl06
ритз личный}
6 6,67% С
Жидкий спладз
з аустенит /у
+- Ледебуритз — . заустенит з
* Fe3 С (дторичный/
Жидкий сплад зРе3С (перди чный)
Содержание углерода
Фиг. 54. Диаграмма состояния сплавов Fe—Fe3C.
1400 N
1300
S
Й 1200
Аустенит 1у}
й мод - 766
§
1130
К
~ з перлитз
Fe, С (старичный)^,	„
! ЛедеЬуритз
2 зРе3С(пероичный)
210° Магнитное предрешение Fe3C


О
£
с пониженным содержанием углерода, а оставшийся жидкий сплав по мере охлаждения обогащается углеродом.
Затвердевание сплавов, содержащих до 2% С, заканчивается на линии AHJE. Ниже линии NJE сплавы состоят только из одного аустенита. Затвердевание сплавов, содержащих от 2 до 4,3% С, заканчивается на линии ЕС, где оставшийся жидкий сплав эвтектического состава превращается при постоянной температуре (1130°) в ледебурит. Таким образом, ниже линии ЕС структура затвердевшего сплава будет состоять из аустенита и ледебурита.
Диаграмма состояния сплавов железа с углеродом
87
Эвтектический сплав с 4,3% С полностью затвердевает при постоянной температуре, соответствующей точке С, и после затвердевания образует только ледебурит.
Сплавы, содержащие от 4,3 до 6,67% С, начинают затвердевать при температурах, соответствующих линии CD. Сначала из жидкого сплава выделяются кристаллы первичного цементита1, вследствие чего оставшийся жидкий сплав обедняется углеродом. После достижения температуры, соответствующей линии С, оставшийся жидкий сплав получает эвтектический состав и затвердевает при постоянной температуре. В результате затвердевания такие сплавы имеют структуру, состоящую из первичного цементита и ледебурита.
Нижняя часть диаграммы. В структуре сплавов Fe—Fe3C превращения происходят также и в твердом состоянии. Это объясняется: а) переходом железа из одной аллотропической формы в другую; б) изменением растворимости углерода как в у-железе, так и в a-железе при понижении температуры.
Линия GS определяет собой температуры начала выделения из аустенита феррита. Она показывает, что температура образования феррита понижается с 910° для чистого железа до 723° для сплава, содержащего 0,8% С.
Феррит, выделяющийся в процессе охлаждения из аустенита, содержит не более 0,02% С, поэтому его выделение ведет к обогащению оставшегося аустенита углеродом.
При понижении температуры до 723° (линия PS) сплав будет состоять из феррита и аустенита, содержащего 0,8% С.
В точке S на линии PS в результате превращения кристаллической решетки у-железа в a-железо, а следовательно, и резкого уменьшения растворимости углерода в железе происходит эвтектоидное превращение: аустенит, содержащий 0,8 С, превращается в перлит.
В результате превращения сплавы, содержащие менее 0,8% С, получают структуру, состоящую из феррита и перлита. Чем больше в сплаве углерода, тем больше площадь, занимаемая перлитом; при 0,8% С структура полностью состоит из одного перлита.
Линия SE определяет наибольшую растворимость углерода в аустените в зависимости от температуры. При 1130° в аустените (правильнее —в у-железе) растворяется 2% С. С понижением температуры растворимость постепенно уменьшается и при 723 ° составляет 0,8% С. Поэтому линия SE является линией начала выделения вторичного цементита1 2 при охлаждении аустенита, содержащего
1 Цементит, выделившийся из жидкого сплава во время его затвердевания, т. е. при температурах выше 1130° (см. фиг. 52, г), называется первичным. Первичный цементит выделяется в виде крупных кристаллов, имеющих игольчатую форму.
2 Цементит, выделившийся из аустенита при температурах от 1130° до 723°, называется вторичным (см. фиг. 52, б); он располагается или в виде сетки по границам зерен аустенита, или в виде игл или зерен, и его выделения тоньше выделений первичного цементита.
88
Железоуглеродистые сплавы
более 0,8% С. Так как цементит отличается высоким содержанием углерода (6,67% С), то выделение цементита ведет к уменьшению количества углерода в остающемся аустените. Это продолжается до эвтектоидной температуры 723°, т. е. до линии PSK, когда оставшийся аустенит обедняется углеродом до 0,8% и превращается в перлит. Так как выделившийся вторичный цементит при этом не меняется, то окончательная структура сплавов, содержащих от 0,8 до 2% С, будет состоять из перлита и вторичного цементита. Вторичного цементита будет тем больше, чем выше содержание в сплаве углерода.
Во всех сплавах, содержащих от 0,02 до 6,67% С, на линии PSK. происходит перлитное превращение: аустенит, достигнув концентрации 0,8% С, переходит в перлит. Поэтому в сплавах с содержанием более 2% С ледебурит, который выше линии PSK. состоял из механической смеси цементита и аустенита, ниже этой линии будет состоять из смеси цементита и перлита. В зависимости от состава сплавы, содержащие от 2 до 4,3% С, будут иметь структуру, состоящую из перлита, вторичного цементита и ледебурита, сплавы с 4,3% — структуру из одного ледебурита, а сплавы с 4,3—6,67% С —структуру из одного ледебурита, а сплавы с 4,3—6,67 ?6 С — структуру из первичного цементита и ледебурита. Таким образом, и в этих случаях чем больше в сплаве углерода, тем больше в его структуре цементита.
Линия PQ в нижней левой части диаграммы определяет изменение растворимости углерода в феррите, т. е. в a-железе. При 723° в феррите растворяется до 0,02% С. С понижением температуры растворимость углерода в феррите быстро уменьшается и при 0° составляет всего 0,006% С. Следовательно, по линии PQ из феррита выделяется углерод в виде третичного цементита \ и ниже этой линии структура состоит из феррита и третичного цементита. Внутри площади OGPQ структура сплавов состоит из одного феррита.
Следует подчеркнуть, что все описанные при охлаждении изменения структуры обратимы. Например, при нагреве сплава Fe — Fe3C выше линии PSK. перлит снова превращается в аустенит, а при дальнейшем нагреве феррит или цементит растворяются в аустените и т. д.
Критические точки. Критические точки в сталях впервые определил Д. К. Чернов, тем самым положив начало работам по созданию диаграммы железо — углерод.
В настоящее время критические точки сплавов железа с углеродом принято обозначать так же, как и для чистого железа, буквой А с указанием цифровым индексом аллотропического превращения (табл. 2).
1 Цементит, выделившийся из феррита при температурах ниже 723° по границам его зерен в виде тонкой сетки или в виде мельчайших частичек среди феррита, называется третичным (см. фиг. 215, д).
Диаграмма состояния сплавов железа с углеродом
89
Порядок обозначения критических точек
Таблица 2
Критическая точка	Температура в °C	Характер превращения
А„	210	Магнитное изменение цементита
А,	723	Перлитное (эвтектоидное) превращение
а2	768	Магнитное превращение a-железа при нагреве или обратное превращение при охлаждении
	723—910	Начало выделения феррита из аустенита при охлаждении или конец растворения феррита при нагреве
Д4	1400	Переход у-железа в б (а)-железо при нагреве и обратно при охлаждении
А ст	723—1130	Начало выделения вторичного цементита из аустенита при охлаждении или конец растворения вторичного цементита при нагреве
Температуры критических точек, указанные в табл. 2, отвечают состоянию равновесия, т. е. очень медленному охлаждению или нагреву.
Чтобы отличить критическую температуру, полученную при охлаждении, от критической температуры, полученной при нагреве, перед цифровым индексом ставят в случае охлаждения букву г, а в случае нагрева букву с.
Таким образом, на диаграмме Fe — Fe3C температурные точки, образующие линию GSK, обозначаются Ася и Аг3, линию PSK — Act и Дгр линию SE —Аст, линию МО —А о (фиг. 55, а).
Для лучшего усвоения диаграммы состояния Fe — Fe3C рассмотрим кривые охлаждения для некоторых сталей и чугунов. Кривые охлаждения позволяют судить о фазовых превращениях, совершающихся в сплавах Fe — Fe3C при медленном охлаждении и нагреве, т. е. в условиях равновесия.
Например, кривая охлаждения для сплава (стали) с 0,6% С (фиг. 55, б) показывает, что при его затвердевании по мере охлаждения выделяется большое количество скрытой теплоты кристаллизации, что значительно уменьшает скорость охлаждения. В это время из жидкого сплава выделяются кристаллы аустенита до тех пор, пока он не превратится в один аустенит. Тогда начнется ускоренное падение температуры аустенита вплоть до точки 43*, ниже которой из него начнет выделяться феррит, что также вызывает выделение тепла, но сравнительно небольшое. Так продолжается до точки Ах, где при постоянной температуре происходит эвтектоидное превращение, отвечающее температурной остановке на кривой охлаждения, когда оставшийся аустенит с 0,8% С переходит в перлит и затем
* Здесь и в дальнейшем благодаря условиям равновесия гистерезис отсутствует, поэтому всюду Аг3= Асг — Аг и Дг, = Ас} =~- Д,.
8
’г
О
0,6%С	0.8%С	1,5%С
I Жидкий \ Жидкий . Жидкий
I Жидкий \ сплад
5%С
। Жидкий ксплав
^•(Жидкий сплав
\и Fe3 С(пеоВич-
I ный)
Ледебурит,
Ледебурит) и Ге3С ' (первичный)

ЛедевуритУ^^ ^первичный)
Состав а)
время, сек. 6)
О
Время.сек «)
Фиг. 55. Кривые охлаждения сплавов Fe—Fe3C.
Железоуглеродистые сплавы
Диаграмма состояния сплавов железа с углеродом
91
температура образовавшейся перлито-ферритной структуры снова понижается.
Для сплава (стали) с 0,8% С (фиг. 55, б) при затвердевании из жидкого состояния также выделяется аустенит, что сопровождается замедлением в падении температуры. Затем образовавшийся аустенит относительно быстро охлаждается до точки где аустенит с 0,8% С при постоянной температуре превращается в перлит, что отвечает небольшой температурной остановке на кривой охлаждения. После этого температура сплава понижается, не вызывая структурных превращений.
Сплав (сталь) с 1,5% С имеет кривую охлаждения (фиг. 55, б), вначале сходную с предыдущими кривыми, с той только разницей, что в ее аустените с 1,5% С, начиная с точки Аст, выделяется вторичный цементит, вызывающий очень небольшое замедление в скорости охлаждения, а в точке Л; оставшийся аустенит с 0,8% С при постоянной температуре полностью переходит в перлит. Температура образовавшейся перлито-цементитной структуры в дальнейшем снова понижается.
Для доэвтектического сплава (белого чугуна), например с 3% С, кривая охлаждения (фиг. 55, в) вначале показывает, что из жидкого сплава выделяется аустенит до тех пор, пока оставшийся жидкий сплав не получит эвтектический состав с 4,3% С. Затем он затвердевает при постоянной температуре 1130° в цементитпую эвтектику — ледебурит. В дальнейшем при охлаждении ниже 1130° из аустенита, входящего в состав ледебурита, выделяется вторичный цементит, что вызывает очень незначительное замедление скорости охлаждения, а в точке /Ц весь оставшийся аустенит превращается в перлит при постоянной температуре, что соответствует горизонтальному участку на кривой охлаждения. Образовавшаяся структура доэвтектического сплава (белого чугуна), состоящая из перлита, вторичного цементита и ледебурита (ледебурит будет состоять из перлита, цементита эвтектического и цементита вторичного), при дальнейшем охлаждении уже изменяться не будет.
Кривая охлаждения эвтектического сплава — белого чугуна с 4,3% С (фиг. 55, в) —показывает, что его затвердевание происходит при постоянной температуре 1130° (большая температурная остановка на кривой); при этом образуется ледебурит, аустенит которого в точке А1 превращается в перлит, и в результате получается структура, состоящая из одного ледебурита.
У заэвтектического сплава (белого чугупа) с 5% С кривая охлаждения (фиг. 55, в) отличается от предыдущей кривой верхней частью, так как из жидкого сплава выделяется первичный цементит, что связано с сильным уменьшением скорости охлаждения. Затем при 1130° оставшийся жидкий сплав затвердевает, превращаясь в ледебурит, аустенит которого в точке A j превращается в перлит, в результате чего и образуется структура из первичного цементита и ледебурита.
92
Железоуглеродистые сплавы
Рассмотрение всех этих сплавов, так же как и других, помогает освоению важнейшей для металловедения диаграммы сплавов железа
с углеродом.
Применение правила фаз. Применение правила фаз С = К + + 1 —Ф к кривым охлаждения сплавов железа с углеродом, где
система состоит из железа и углерода, показывает следующее.
При затвердевании цементитной эвтектики —ледебурита —число фаз будет три: жидкий сплав, цементит и аустенит. Поэтому здесь число степеней свободы С = 2 + 1 — 3 = 0. Следовательно, про-
цесс должен протекать при постоянной температуре, и на кривой охлаждения при затвердевании появляется температурная остановка (ИЗО0).
Подобным же образом при образовании эвтектоида — перлита — число фаз будет три: аустенит, цементит и феррит. Поэтому и здесь число степеней свободы С = 2 + 4- 1 — 3 = 0; следовательно, температуру тоже менять нельзя, и на кривых охлаждения (фиг. 55, б и в) также должны быть температурные остановки, отвечающие 723°.
Во всех остальных случаях
Фиг. 56. Применение правила отрезков к диаграмме сплавов.
при выделении из жидкого сплава аустенита или первичного цементита, а также из аустенита —феррита или вторичного цементита число фаз будет 2 и С = 2 + 1 — — 2 = 1, т. е. процесс протекает при изменяющейся температуре, и на кривых охлаждения (фиг. 55, бив) отмечаются наклонные участки. Точно так же и участки на кривых охлаждения, отвечающие сплавам, состоящим из одной фазы жидкого сплава или аустенита, где С = 2 + 1 — 1 = 2, идут наклонно.
Применение правила отрезков. Допустим, необходимо подсчитать относительное количество перлита и феррита в стали с 0,3% С при 200°. Проведем через точку п (фиг. 56), соответствующую 0,3% С и температуре 200°, горизонталь до пересечения ее с линиями, отвечающими: 0% перлита и 100% феррита; 100% перлита и 0% феррита. Тогда относительное количество перлита
х —
_	nf _ 0,3
~ fp ~ 0,8
перлита
Qnep/uimau феррита
= 0,37, или 37 °/0;
феррита будет 63% *.
Определим далее количество цементита в стали с содержанием 2% С при 500°. Как и в предыдущем примере, проведем через соот-
В этом примере растворимостью углерода в феррите пренебрегаем.
Диаграмма состояния сплавов железа с углеродом
93
ветствующую точку пг горизонталь. Тогда р' будет отвечать 0% цементита и 100% перлита, а точка с — 100% цементита и 0% перлита. Относительное количество цементита
2 — 0,8
у = Цементита----------= гпр^_ = 2-0,8	= 0)20> или 20 о/о.
Q цементита и перлита	Р с 6,67 0,8	5,87
Наконец, определим количество аустенита и цементита в цемен-титпой эвтектике, отвечающей точке С. Здесь горизонталь уже есть: точка Е отвечает 0% цементита и 100% аустенита, а точка F — 100% цементита и 0% аустенита. Относительное количество аустенита
^аустенита	CF 6,67 —4,3	2,37 л с i „„„ ciO'
z =	2“ ~~PF~ = R7 — 9 = Tfi7 = О-5 * > или 5 1 % 
^аустенита и цементита
Отсюда относительное количество цементита будет 49%.
Фиг. 57. Диаграмма состояния сплавов Fe—С для устойчивой системы.
Область сталей и чугунов на диаграмме. При содержании углерода от 0 до 0,8% сплавы Fe — Fe3C называются доэвтектоидными сталями, при 0,8% С —эвтектоидными и от 0,8 до 2% С —заэвтек-тоидными.
Сплавы Fe — Fe3C с содержанием углерода выше 2% и содержащими весь углерод в форме цементита называются белыми чугунами: доэвтектическими при содержании углерода от 2 до 4,3%, эвтекти
94
Железоуглеродистые сплавы
ческими при содержании углерода 4,3% и заэвтектическими при содержании углерода от 4,3 до 6,67%.
Диаграмма состояния графитной системы. В технических сплавах Fe —С, чугунах, содержащих значительное количество кремния, углерод выделяется из жидкого сплава1 и из аустенита в форме графита.
Диаграмма состояния сплавов Fe —С (фиг. 57) показана пунктирными линиями; сплошные линии на этой диаграмме показывают систему железо — цементит.
Три линии на этой диаграмме (АС, АЕ и GS) являются общими. Остальные сплошные и пунктирные линии не совпадают прежде всего потому, что при всех температурах предел растворимости графита в железе меньше, чем цементита. Эвтектическая и эвтектоидная температура у системы Fe — С выше, чем у системы Fe —F3C.
На практике обе эти системы могут встречаться вместе; характерным примером этого является серый ч-угун, структура которого содержит и графит, и цементит, и перлит.
ЛИТЕРАТУРА
Корнилов И. И., Твердые растворы железа, сб. «Железные сплавы», т. II, АН СССР, 1951.
Кащенко Г. А., Основы металловедения, Машгиз, 1959.
Юм-Розери В. и Рейнор Г. В., Структура металлов и сплавов, Металлургиздат, 1959.
Sisco F. G., Alloys of Iron and Carbon, vol. 1 and 2. Metals Handbook, 1948. ASM.
1 Существует и другая точка зрения, что графит не может выделяться из жидкого сплава, а выделяется только при распаде цементита, т. е. из твердого сплава, но эта точка зрения находится в противоречии с рядом опытных данных, полученных К. П. Буниным.
ГЛАВА ГУ
УГЛЕРОДИСТАЯ СТАЛЬ
1.	МАКРОСТРУКТУРА СТАЛИ
Вторичные
а)	б)
Фиг. 58. Слитки кипящей и спо койной стали.
Методы выплавки стали. Сталью называется сплав железа с углеродом, содержащий до 2% С. Большинство углеродистых сталей выплавляется в основных мартеновских печах, которые позволяют выпускать качественный металл в больших количествах при невысокой стоимости.
Кислая мартеновская сталь требует более чистых исходных материалов и выплавляется в меньших количествах.
Бессемеровская и томасовская стали загрязнены неметаллическими включениями, вредными примесями и газами больше, чем мартеновская.
Наилучшими качествами обладает основная электросталь. Она чище мартеновской как в отношении фосфора, серы и газов, так и по неметаллическим включениям Электросталь идет на самые ответственные детали, подвергаемые термической обработке, в частности ее широко применяют для изготовления режущего и измерительного инструмента.
Кипящая и спокойная сталь. По способу выплавки и раскисления
сталь можно разделить на кипящую (фиг. 58, а) и спокойную (фиг. 58, б).
Слиток из кипящей стали имеет газовые пузыри, что объясняется образованием СО при разливке, так как эта сталь является не вполне раскисленной. Реакция FeO + С = Fe + СО сопровождается обильным выделением СО, что и производит впечатление кипения металла.
При прокатке пузыри должны завариться.
Кипящая сталь имеет большую неоднородность по химическому составу в разных сечениях слитка, которая называется зональной
96
Углеродистая сталь
ликвацией. Поверхность слитка, затвердевающая первой, содержит меньше углерода, фосфора и других примесей, чем его центральная часть (фиг. 59, а); например, неоднородность по углероду доходит до 170%, по фосфору —до 300%, по сере —до 600%; неоднородность по марганцу меньше, но и она достигает 40%.
Кипящая сталь широко применяется в машиностроении в виде листов и прутков, подвергаемых холодной штамповке. Она не раскисляется кремнием, и ее феррит вследствие низкого содержания в нем кремния очень мягкий и вязкий.
Фиг. 59. Макроструктура заготовки стали: а — кипящей; д — спокойной.
Качественную машиностроительную сталь изготовляют спокойной. Эта сталь, помимо того, что она лучше раскисляется в печи, подвергается еще дополнительному раскислению в ковше.Кремния в н^й не менее 0,17%, поэтому феррит в спокойной стали, содержащей кремний в твердом растворе, более тверд, чем в кипящей стали. При разливке слиток получается плотным и однородным, но в его верхней части образуется усадочная раковина и рыхлость, загрязненная примесями. Эту нездоровую часть при помощи утепленных надставок удается сосредоточить вверху слитка и после обжима слитка на блюминге отрезать. Оставшийся металл получается плотным и здоровым и отличается однородностью (фиг. 59, б) и высокими механическими свойствами.
Пороки макроструктуры. Исследование макроструктуры широко применяется на металлургических и машиностроительных заводах. Несмотря на удовлетворительный химический состав, сталь может быть забракована из-за пороков макроструктуры заготовки или проката, или поковки.
Основными пороками макроструктуры стали являются остатки усадочной раковины (фиг. 60, а), общая пористость (фиг. 60, б) подкорковые пузыри (фиг. 60, в), ликвация зональная и дендритная
Макроструктура стали
97
2)
Фиг. 60. Пороки макроструктуры стал;:.
98
Углеродистая сталь
и флокены. Последние два порока будут рассмотрены подробно в главе о легированных сталях.
Остатки усадочной раковины или центральная пористость (фиг. 60, а) получаются в тех случаях, когда либо на металлургическом заводе не отрезали от заготовки всю верхнюю (прибыльную) часть слитка с усадочной раковиной, либо из-за неправильной конструкции изложницы раковина распространилась слишком глубоко.
Причиной общей пористости (фиг. 60, б) является образование мелких усадочных раковин при затвердевании малых изолированных междендритных объемов жидкой стали, обогащенных углеродом и примесями.
Вреднейшим пороком макроструктуры поверхности стали являются волосовины — еле заметные поверхностные трещины, которые ослабляют наиболее ценные поверхностные слои металла и служат причиной образования закалочных трещин и изломов усталости. На фиг. 60, г показаны волосовины, обнаруженные в прутке стали ступенчатым обтачиванием.
Причиной волосовин чаще являются незаварившиеся пузыри с окисленными при нагреве стенками, а также неметаллические включения и пороки прокатки (закаты, морщины, подрезы, царапины). В кипящей стали газовые пузыри —обычное явление, но они должны быть расположены достаточно глубоко, чтобы завариться при прокатке, а в спокойной стали их не должно быть.
С целью устранения поверхностных пороков у слитков качественной стали их вырубают зубилом или удаляют вместе с поверхностным слоем обтачиванием.
Наличие в слитке зональной ликвации —серы, фосфора и углерода (кремния и марганца в меньшей степени) — характерно для кипящей стали, у которой обогащенная примесями и поэтому более твердая сердцевина слитка окружена чистой и более вязкой оболочкой. Очень высокое содержание фосфора и серы может оказаться вредным.
У спокойной стали верхняя обогащенная примесями зона с усадочной раковиной отрезается, и зональная ликвация здесь выражена менее резко.
Наличие в стали мелких включений песка или огнеупоров, что может быть выявлено также по макроструктуре, служит основанием для забракования стали. Помимо понижения прочности стали, песочины часто служат причиной быстрого износа инструмента при механической обработке деталей.
2.	ВЛИЯНИЕ УГЛЕРОДА И ПРИМЕСЕЙ НА МИКРОСТРУКТУРУ И СВОЙСТВА СТАЛИ
У г л е р о д является важнейшим элементом, определяющим как структуру, так и все свойства стали, ее прочность и поведение при эксплуатации и в производстве.
Влияние углерода и примесей на микроструктуру стали
99
Микроструктура медленно охлажденной (отожженной) стали 1 с содержанием углерода до 0,8% состоит из феррита и перлита, причем с увеличением содержания углерода площади, занимаемые перлитом, увеличиваются, а занимаемые ферритом уменьшаются (фиг. 61). При содержании углерода до 0,006% микроструктура стали состоит только из зерен феррита; в микроструктуре стали с 0,1% С, кроме большого количества светлых зерен феррита, содержится незначительное количество перлита. С дальнейшим увеличением содержания углерода (до 0,8%), светлые площади феррита уменьшаются,а темные площади перлита соответственно возрастают.
Сталь, содержащая 0,8% С, состоит из одного перлита. Имея ввиду, что феррит практически почти не содержит углерода, а в перлите примерно 0,8% С, можно по соотношению площадей, занимаемых в микроструктуре ферритом и перлитом, определить содержание углерода в стали. Но так как на содержание углерода в перлите влияют скорость охлаждения стали и присутствие в ней кремния и марганца, то результаты этих подсчетов становятся неточными, а потому возникает необходимость определять углерод путем химического анализа.
При содержании углерода больше 0,8% (например, у стали с 1,2% С) микроструктура состоит из перлита и вторичного цементита. По мере увеличения количества углерода в стали (фиг. 62) предел прочности а6 и предел текучести ат при растяжении возрастают, а удлинение S и сужение ф снижаются.
Термическая обработка деталей машин и инструмента, а также их прочность и долговечность в большой степени зависят от содержания углерода в стали, из которой они изготовлены. Во всех технических условиях на качественную и высококачественную сталь количество углерода регламентируется в пределах от 0 до 0,10%, а за последнее время даже в пределах от 0 до 0,05%.
Марганец является полезной примесью в стали. В углеродистой стали содержится примерно от 0,25 до 1 % Мп. Марганец, растворяясь в феррите, упрочняет его; кроме того, он частично образует карбид Мпа С, не отличимый от цементита. Марганец повышает механические свойства стали, особенно упругие свойства, и сильно увеличивает ее прокаливаемость, устраняет вредное действие серы, образуя сернистый марганец (MnS). значительное количество которого всплывает и удаляется вместе со шлаком. Сам по себе сернистый марганец менее вреден, чем сернистое железо. Одновременно марганец является эффективным раскислителем стали; имея большое сродство с кислородом, отнимает его от железа. Учитывая это, перед окончанием плавки в сталь добавляют или ферромарганец, или зеркальный чугун.
Кремний тоже является полезной примесью в стали. В кипящей стали он присутствует в незначительном количестве, а в пол-
1 См. ГОСТ 8233-56. Сталь. Эталоны микроструктуры. Стандартгиз, 1956 7*
100
Углеродистая сталь
0А7.С	1.3°АС
Фиг. 61. Микроструктура стали с различным содержанием углерода.
Влияние углерода и примесей на микроструктуру стали
101
ностью раскисленной (ферросилицием) спокойной стали содержание его обычно составляет от 0,17 до 0,37%, так как перед наполнением ковша в пего дается ферросилиций. Кремний образует с ферритом твердый раствор (имеющий повышенную твердость) и повышает
упругость стали.
Сера является вредной примесью в стали, делая ее красноломкой, что препятствует прокатке и ковке.
В сплавах Fe —С при повышенном содержании серы и малом содержании марганца образуется эвтектика Fe—FeS, отличающаяся сравнительно низкой температурой плавления (985°). При нагреве стали для прокатки или ковки до 1200° эвтектика, располагающаяся по границам зерен (фиг. 63, а), плавится и придает стали красноломкость, т. е. большую хрупкость при высоких температурах; поэтому содержание серы в стали должно быть менее 0,05%.
Фиг. 62. Влияние углерода на механиче ские свойства горячекатаной углеродистой стали.
Марганец устраняет вредное действие серы, так как сернистый марганец по сравнению с эвтектикой Fe — FeS имеет более высокую температуру плавления (1620°) и располагается не по границам зерен
стали.
Сера в некоторых случаях может быть и полезным элементом: она улучшает обрабатываемость сталей, в которых содержание ее доходит до 0,15—0,20%; такие стали называются автоматными. Однако здесь сернистые включения состоят главным образом из сернистого марганца и располагаются не по границам зерен, а внутри них в виде отдельных коагулированных округленных выделений, которые пластичны и при прокатке и ковке могут вытягиваться (фиг. 63, б).
Фосфор, присутствуя в твердом растворе в феррите, делает последний хрупким (хладноломким), так как фосфор по кристаллической решетке, диаметру атомов и строению последних резко отличается от железа и вследствие этого очень сильно искажает решетку феррита. Сталь при повышенном содержании фосфора становится хрупкой и твердой, ударная вязкость ее резко снижается. Кроме того, фосфор сильно ликвирует и неравномерно распределяется. В силу сказанного содержание фосфора в стали должно быть ниже 0,04%. Содержание фосфора в количестве до 0,1% улучшает обрабатываемость автоматных (малоуглеродистых) сталей, способствуя
102
Углеродистая сталь
образованию хрупкой стружки. Однако если вытеснить фосфор из твердого раствора в феррите, например присадкой меди, то он образует химическое соединение Fe3P, которое присутствует в структуре стали в виде мельчайших твердых частичек в вязком феррите,
г)	д)	е)
Фиг. 63. Неметаллические включения в стали:
а — сернистая эвтектика по границам зерен (X 500); б—сернистый марганец деформированный; в — окись алюминия (Х300); г—хрупкий силикат (Х100); б — пластичный силикат (XI00); е — файялит с выделившейся закисью железа.
образуя особый эвтектоид. В такой структурной форме фосфор является полезным элементом, повышая механические свойства стали и стойкость ее в отношении сопротивления коррозии.
Кислород является очень вредной примесью в стали. Наличие 0,1% О? сильно повышает красноломкость стали. Твердые кислородные включения делают сталь хрупкой и препятствуют ее обработке режущим инструментом.
Влияние углерода и примесей на микроструктуру стали	103
Азот образует в стали очень твердые и хрупкие нитриды.
Пороки микроструктуры стали. Важнейшим пороком микроструктуры стали являются неметаллические включения (сульфиды, оксиды, силикаты). Они нарушают сплошность металла, понижают его прочность, а главное являются причиной концентрации напряжений, особенно опасной для деталей, работающих под действием переменных напряжений и ударной нагрузки. Кроме того, при закалке стали неметаллические включения могут служить причиной образования закалочных трещин.
Фиг. 64. Пороки микроструктуры стали (X100):
а — крупнозернистость; б — видманштеттова структура; в — строчечность.
На фиг. 63, в видны хрупкие твердые остроугольные включения окиси алюминия, резко понижающие прочность стали и ее обрабатываемость режущим инструментом, лезвие которого, попадая на эти включения, затупляется.
Силикаты (фиг. 63, г) также могут быть твердыми, хрупкими и очень вредными. Иногда силикаты обнаруживают некоторую пластичность (фиг. 63, <Э), что несколько снижает их вредное действие.
Часто у неметаллических включений наблюдается сложная структура; например, на фиг. 63, е видно включение 1 файялита (2FeO-SiO£) со светлыми выделениями закиси железа.
Крупнозернистость (фиг. 64, а) понижает прочность стали, особенно при действии ударной нагрузки.
В литой стали, т. е. медленно охлажденной из области высоких температур, а также в стали, сильно перегретой, часто наблюдается так называемая видманштеттова структура.
1 Подробное описание неметаллических включений приведено в книге А. Н. Червякова (см. список литературы в конце главы).
104
Углеродистая сталь
Фиг. 65. Шкала неметаллических включений (X 100).
Классификация углеродистой стали
105
Видманштеттова структура (фиг. 64, б) отличается не только крупнозернистостью, но и характерным расположением феррита в доэвтектоидной или вторичного цементита в заэвтектоидной стали по кристаллографическим плоскостям. Такая структура, но еще более резко выраженная, впервые наблюдалась Видманштеттом на метеоритах. Видманштеттова структура характеризуется очень низкими механическими свойствами.
Строчечность структуры (фиг. 64, в) создает неоднородные механические свойства в направлениях вдоль и поперек прокатки. Помимо снижения прочности, она ухудшает технологические свойства стали при холодной штамповке и обработке режущим инструментом.
Обезуглероживание поверхности стали (см. фиг. 141, а) портит самую ценную часть деталей — поверхность, так как наибольшие напряжения при работе деталей и износ обычно возникают на их поверхности. Поэтому обезуглероживание резко снижает прочность, твердость и износостойкость деталей машин и инструмента.
Классификации видов и размеров неметаллических включений обычно уделяется большое внимание. На фиг. 65 дана классификация основных типов неметаллических включений по пятибалльной шкале.
Наименее опасны отдельные, не расположенные по границам зерен продолговатые пластичные сульфиды, вытягивающиеся при прокатке (фиг. 65, а) в небольшие нити. Эти включения отчасти способствуют лучшей обрабатываемости стали режущим инструментом, но ухудшают способность стали давать чистую поверхность после полирования.
Наиболее опасны хрупкие и остроугольные включения окиси алюминия (фиг. 65, б) и другие оксиды. Вокруг таких включений происходит концентрация напряжений при работе деталей; кроме того, они затрудняют обработку стали режущим инструментом.
Неметаллические включения оцениваются баллами в зависимости от их количества в поле зрения окуляра микроскопа и их длины при увеличении в 100 раз. Кроме того, они могут различаться еще по толщине и массивности ’. Неметаллические включения той или иной балльности допускаются с учетом назначения стали и условий работы изделий.
3.	КЛАССИФИКАЦИЯ УГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ
В зависимости от назначения и свойств углеродистые стали разделяются на: 1) горячекатаные (обыкновенного качества), применяемые большей частью в состоянии поставки, без последующей
1 См. ГОСТ 1778-57, Сталь. Эталоны неметаллических включений. Стандарт гиз, 1957.
106
Углеродистая сталь
термической обработки; 2) качественные машиностроительные, применяемые для деталей, подвергающихся термической обработке; 3) инструментальные. Особое место занимают листовые стали для холодной штамповки и автоматные стали.
Углеродистые горячекатаные стали. В связи с назначением и свойствами углеродистые горячекатаные стали разделяются на три группы:
Группа I —стали, поставляемые по механическим свойствам.
Группа II —стали, поставляемые по химическому составу.
Группа III —стали повышенного качества, поставляемые одновременно и по химическому составу, и по механическим свойствам.
Углеродистые горячекатаные стали I группы, поставляемые по механическим свойствам, маркируются по способу выплавки. Для мартеновских сталей предусматриваются марки: Ст. 0, Ст. 1, Ст. 2, Ст. Зкп, Ст. 3, Ст. 4, Ст. 4а, Ст. 5, Ст. 6, Ст. 7; буквы кп означают, что сталь кипящая.
Подобным же образом только с буквой Б маркируются бессемеровские стали: Б Ст. 0, Б Ст. Зкп, Б Ст. 3, Б Ст. 4кп, Б Ст. 4, Б Ст. 5, Б Ст. 6.
В табл. 3 приведены механические свойства мартеновских углеродистых горячекатаных сталей I группы.
Углеродистые горячекатаные стали II группы, поставляемые по химическому составу, маркируются в соответствии с содержанием
Углеродистые горячекатаные стали группы А (средние цифры по ГОСТ 380-57)
Таблица 3
Марка стали	Содержание углерода в %	Предел текучести в кГ/ммъ	Предел прочности в кГiм.м2	Относительное удлинение в »/0	1 Загиб в холодном состоянии вокруг оправки диаметром d
		в	реднем (не ме!	ее)	
Ст. 0	<0,23	Не регламентируются			2а **
Ст. 1	<0,12	—	32—40	27	0
Ст. 2	<0,15	21—22	34—42	26	0
Ст. Зкп	<0,22	22—24	38—47	24—22	0
Ст. 3	<0,22	23—25	40—50	23—21	0
Ст. 4	<0,25	24—26	42—52	21 — 19	а **
Ст. 4а		 *	24—27	46—56	19—17	2а **
Ст. 5		 *	27—29	50—62	17—15	За **
Ст. 6		 *	30—32	60—72	13—11		 *
Ст. 7		 *	33—35	70 и более	9—8		 *
* Не регламентируется. ** а — толщина проката.					
Классификация углеродистой стали
107
углерода и методом выплавки: а) мартеновские МОЭкп, М12кп, М18кп, М18, М21, М27, М32, М44 и М56; б) бессемеровские Б09кп, БОЭ, Б16кп, Б16, БЗЗ. Цифры означают здесь среднее содержание углерода в сотых процента.
Углеродистые горячекатаные стали III группы повышенного качества, поставляемые одновременно и по химическому составу, и по механическим свойствам, маркируются в соответствии с содержанием углерода и в соответствии с выплавкой их только в мартеновских печах: МЭ9, М12, М16, М18а, М21а, М27а, М32а, М44а, М56а.
Качественные углеродистые машиностроительные стали. Качественные углеродистые машиностроительные стали, подвергаемые обычно термической обработке, выплавляются в мартеновских и электрических печах и разделяются на две группы:
Группа I —с нормальным содержание марганца.
Группа II —с повышенным содержанием марганца.
Таблица 4
Качественные машиностроительные углеводистые стали группы I (по ГОСТ 1050-57)
	Содержание элемента в °/0						
Марка стали	с	Si	Мп	р	s	Сг	N1
							
					(не более)		
05кп	<0,06	<0,03	<0,35	0,035	0,040	0,03	0,25
05	<0,05	<0,20	<0,20	0,025	0,030	0,03	0,03
08кп	0,05—0,10	<0,03	0,25—0,50	0,040	0,040	0,03	0,25
08	0,05—0,10	0,17—0,37	0,35—0,65	0,035	0,040	0,03	0,25
Юкп	0,07—0,13	<0,03	0,25—0,50	0,040	0,040	0,15	0,25
10	0,07—0,13	0,17—0,37	0,35—0,65	0,035	0,040	0,15	0,25
15кп	0,12—0,18	<0,06	0,25—0,50	0,040	0,040	0,25	0,25
15	0,12—0,18	0,17—0,37	0,35—0,65	0,035	0,040	0,25	0,25
20кп	0,17—0,24	<0,07	0,25—0,50	0,040	0,040	0,25	0,25
20	0,17—0,24	0,17—0,37	0,35—0,65	0,035	0,040	0,25	0,25
25	0,22—0,29	0,17—0,37	0,50—0,80	0,035	0,040	0,25	0,25
30	0,27—0,34	0,17—0,37	0,50—0,80	0,035	0,040	0,25	0,25
35	0,32—0,39	0,17—0,37	0,50—0,80	0,035	0,040	0,25	0,25
40	0,37—0,44	0,17—0,37	0,50—0,80	0,035	0,040	0,25	0,25
45	0,42—0,49	0,17—0,37	0,50—0,80	0,035	0,040	0,25	0,25
50	0,47—0,55	0,17—0,37	0,05—0,80	0,035	0,040	0,25	0,25
55	0,52—0,60	0,17—0,37	0,50—0,80	0,035	0,040	0,25	0,25
60	0,57—0,65	0,17—0,37	0,50—0,80	0,035	0,040	0,25	0,25
65	0,62—0,70	0,17—0,37	0,50—0,80	0,035	0,040	0,25	0,25
70	0,67—0,75	0,17—0,37	0,50—0,80	0,035	0,040	0,25	0,25
75	0,72—0,80	0,17—0,37	0,50—0,80	0,035	0,040	0,25	0,25
80	0,77—0,85	0,17—0,37	0,50—0,80	0,035	0,040	0,25	0,25
85	0,82—0,90	0,17—0,37	0,50—0,80	0,035	0,040	0,25	0,25
108
Углеродистая сталь
Кроме того, в зависимости от назначения проката качественные углеродистые машиностроительные стали подразделяются на следующие три подгруппы: для холодной высадки; для горячей механической обработки и холодного волочения; для обработки резанием (точения, строгания, фрезерования и пр.) по всей поверхности.
Качественные углеродистые машиностроительные стали маркируются по химическому составу. Двузначные цифры в марках этих сталей обозначают среднее содержание в них углерода в сотых долях процента (табл. 4).
Качественные углеродистые машиностроительные стали группы II с содержанием от 0,70 до 1,00% Мп маркируются 15Г, 20Г, ЗОГ, 40Г, 45Г, 50Г и 60Г и с содержанием от 0,90—1,20% Мп —65Г и 70Г; буква Г всюду указывает на повышенное содержание марганца.
ЛИТЕРАТУРА
Автомобильные конструкционные стали, Справочник, Машгиз, 1951.
Болховитинов Н. Ф. и Болховитинова Е. Н., Атлас макро-и микроструктур металлов и сплавов, изд. 2, Машгиз, 1959.
Гуляев Б. Б., Затвердевание и неоднородность стали, Металлургиздат, 1950.
Материалы для локомотиво- и вагоностроения, Справочник, Машгиз, 1956.
Металловедение и термическая обработка стали и чугуна, Справочник, Металлургиздат, 1956.
Справочник по машиностроительным материалам, т. I, Сталь, Машгиз, 1959.
Справочник по сталям и методам их испытаний, Металлургиздат, 1958.
Стальной слиток, Сб. трудов Первой Всесоюзной научно-технической сессии по стальному слитку, Металлургиздат, 1952.
Червяков А. Н., Металлографическое определение включений в стали, Металлургиздат, 1953.
Hoyt S. L., Metals Properties, 1954.
Metals Handbook, ASM, 1948.
Supplement to Metals Handbook ASM. 1954.
ГЛАВА V
ЧУГУН
Чугуном называется сплав железа с углеродом, содержащий больше 2% С.
В СССР ценные работы по иизкоуглеродистому (сталистому) чугуну были выполнены А. М. Бочваром, а по металлографии чугуна — М. Г. Окновым. Дальнейшие работы по глубокому и всестороннему исследованию чугуна многочисленных советских ученых и работников производства позволили разработать ряд теоретических вопросов и увеличить прочность чугунных отливок за последние 30 лет в 2—3 раза и более.
За границей также производились крупные исследования в области чугуна, описанные в обширном труде Е. Пивоварского
Выплавляемые в доменных печах чугуны в основном можно разделить на передельные, специальные (ферросплавы) и литейные. Передельные и специальные чугуны применяются главным образом для выплавки стали. Передельные чугуны в зависимости от состава и назначения, в свою очередь, подразделяются на мартеновские, бессемеровские и томасовские, а также в зависимости от топлива, используемого в доменных печах, на коксовые и древесноугольные.
Литейные чугуны применяются в машиностроении для отливки различных деталей.
1.	ВЛИЯНИЕ ПРИМЕСЕЙ НА СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА ЧУГУНА
Кроме углерода, в чугуне присутствует ряд примесей — марганец, кремний, сера, фосфор и др., но их количество и влияние на свойства чугуна иное, чем в стали.
Углерод и кремний являются важнейшими элементами, входящими в состав чугуна. Они совместно способствуют образованию графита и, понижая температуру плавления чугуна, обеспечивают его высокие литейные качества, жидкотекучесть и хорошее заполнение формы.
Углерод содержится в чугуне в количестве от 2,5 до 4% и присутствует в его структуре как в форме графита, так и в виде связанного углерода Fe3C.
Кремний способствует процессу графитизации. Кремний входит в состав феррита, образуя с a-железом твердый раствор замещения.
1 См. список литературы в конце главы,
по
Чугун
Содержание кремния в разных сортах чугуна колеблется от 0,5 до 4,5%.
Марганец увеличивает склонность чугуна к отбеливанию, т. е. к сохранению цементита, а следовательно, и увеличивает твердость чугуна, хотя первые его добавки связывают серу в химическое соединение MnS и, парализуя ее отбеливающее влияние, способствуют графитизации чугуна. С углеродом марганец образует карбид Мп3С. В сталях и чугунах он частично растворяется в цементите и увеличивает его устойчивость. Одновременно марганец растворяется и в феррите. Если содержание марганца в чугуне повышается сверх определенного количества (0,4—0,6%), то для обеспечения нормальных условий графитизации требуется одновременно увеличить и содержание кремния.
Сера является вредной примесью в чугуне; она попадает в него из топлива и руд. Сера способствует отбеливанию чугуна, уменьшает его жидкотекучесть и вызывает образование газовых пузырей. Отбеливающее влияние серы в 5—6 раз больше, чем марганца.
Марганец образует с серой химическое соединение — сернистый марганец MnS, который вследствие более низкого в сравнении с жидким чугуном удельного веса всплывает и удаляется со шлаком. Но даже оставшийся в чугуне сернистый марганец не так вреден, как сера в форме сернистого железа. При достаточном содержании в чугуне марганца и кремния заметное вредное действие серы проявляется только при наличии ее более 0,15%.
Влияние фосфора в сером чугуне существенно отличается от влияния его в стали. Фосфор в небольших количествах является полезной примесью, увеличивая жидкотекучесть серого чугуна, что ценно для производства тонкостенного литья. Фосфор имеет сильное сродство с железом, образуя фосфид Fe3P. В чугунах с содержанием до 0,5% Р большая часть его образует твердый раствор с ферритом; частично, особенно при высоком местном (вследствие ликвации) содержания фосфора, образуется фосфидная эвтектика, состоящая из феррита, цементита и фосфида железа, имеющая характерное точечное строение (фиг. 66, а) и обладающая высокой твердостью; фосфидная эвтектика содержит примерно 10% Р и по удельному весу почти не отличается от стали. Поэтому при содержании в чугуне 1% Р фосфидная эвтектика в структуре будет занимать около 10%. Температура ее плавления 950—980°.
Фосфидная эвтектика (фиг. 66, б), которая в структуре наблюдается в виде мелких, не образующих сплошной сетки выделений, увеличивает упругие свойства чугуна и его сопротивление износу. Ликвация и образование крупных выделений фосфидной эвтектики сильно увеличивают хрупкость чугуна.
Водород является вредной примесью в чугуне: попадая в него из влажного воздуха, он повышает устойчивость цементита, вызывает отбел в отливках. Для уменьшения содержания водорода
Влияние примесей на строение и свойства чугуна
Ill
в чугуне следует контролировать и понижать содержание влаги в воздухе дутья, подаваемого в вагранку.
При отливке чугуна во влажную форму вследствие проникновения водорода на его поверхности может происходить отбел. Если в чугуне присутствует магний, то вследствие реакции с ним водорода на поверхности образуются подкорковые пузыри.
Микроструктура и свойства белого чугуна. В микроструктуре белого чугуна (фиг. 66, в) много цементита, как вторичного, так и входящего в состав ледебурита, поэтому он очень тверд и хрупок,
Фиг. 66. Структура чугуна:
а — фосфидная эвтектика (Х 1000); б — фосфидная эвтектика в поршневом кольце (X 100); в — белый доэвтектический чугун (ХЮ0).
но хорошо сопротивляется износу. Белый чугун плохо обрабатывается режущим инструментом, поэтому в машиностроении он применяется сравнительно редко. Белый чугун отличается низким содержанием кремния и обладает высокой чувствительностью к скорости охлаждения. Это свойство часто используется для получения отбеленного слоя в толстостенных деталях при литье их в металлические формы (кокили). Примером являются валки для некоторых прокатных станов, мукомольные валки, у которых поверхность должна быть очень твердой, с высоким сопротивлением износу. По мере удаления от поверхности валков структура белого чугуна постепенно переходит в структуру серого. Для прокатных валков можно рекомендовать чугун следующего состава: 3,5% С; 1% Si; 0,50% Мп; 1,75% Ni и 0,20% V, а для мукомольных валков: 3,6% С; 0,6% Si; 0,6 % Мп; 0,5% Ni и 0,5% Р. Большое количество цементита на поверхности этих валков обеспечивает им высокую износостойкость.
Из отбеленного чугуна изготовляют также вагонные колеса с отбеленным ободом, лемехи плугов с отбеленным носком и лезвием.
112
Чугун
Отбел получается благодаря местному увеличению скорости охлаждения путем установки в форму металлических вставок-кокилей (холодильников).
2.	ГРАФИТИЗАЦИЯ ЧУГУНА
Фиг. ной
67. Схема изменения свобод-энергин при графитизации чугуна.
затем
тит,
Графитизацией называется процесс кристаллизации (выделения) графита в сплавах железа с углеродом. Графит может кристаллизоваться (выделяться) как из жидкой фазы при затвердевании чугуна, так и из твердой фазы (из аустенита) Основной движущей силой процесса графитизации является стремление вещества к наименьшему запасу свободной энергии. Схема изменения свободной энергии жидкого сплава, цементита и графита при повышении температуры (фиг. 67> показывает, что выше температуры 7\ наименьшей свободной энергией обладает жидкий сплав, а от 7\ до Т 2 — графит, который и будгт выделяться в этом интервале температур. Ниже температуры Т г, меньшей в сравнении с жидким сплавом, свободной энергией обладают и графит, и цементит, но, так как кривая свободной энергии для цементита проходит выше кривой для графита, сначала будет выделяться цемен-ащаться в графит, обладающий мень
шим запасом свободной энергии. Однако, согласно диаграмме состояния сплавов железо — графит (см. фиг. 57), разница между температурами и Т2, соответствующими линиям E'C'F' и ECF, будет 1135—1130°, т. е. всего 5°, поэтому при сравнительно незначительном переохлаждении будет происходить кристаллизация не графита, а цементита.
При повышенном содержании углерода и кремния, расширяющем температурный интервал графитизации, и при медленном охлаждении, происходящем в крупных отливках, непосредственная кристаллизация графита из жидкого сплава облегчается.
Процесс графитизации чугуна совершается путем дислокационного механизма и сводится к образованию центров графитизацив и роста вокруг них графитных включений. Дислокации и точечные дефекты решетки играют при этом большую роль.
Графитизация чугуна из жидкой фазы происходит согласие диаграмме графитной системы (см. фиг. 57). При этом ниже линии CD' образуется первичный графит, по эвтектической линии E'C'F' —
Графитизация чугуна
ИЗ
эвтектический графит, по линии S'E' — вторичный графит и по линии P’S'K.' —эвтектоидный графит.
Если при затвердевании и охлаждении сплавов железа с углеродом графит не успевает выделяться и образуется цементит, то графитизация в определенных условиях может происходить в твердом состоянии через аустенит и состоит из следующих накладывающихся друг на друга элементарных процессов:
1)	распад цементита и растворение атомов углерода в аустените;
2)	образование центров графитизации в аустените;
3)	диффузия атомов углерода в аустените к центрам графитизации;
4)	рост кристаллов (включений) графита.
По мнению К. П. Бунина, графитизация сопровождается процессом самодиффузии атомов железа в аустените, освобождающем вокруг центров графитизации полости для роста кристаллов (включений) графита.
Центры графитизации появляются после переохлаждения жидкого чугуна или пересыщения аустенита углеродом, когда они обладают избыточным запасом свободной энергии. В свою очередь, образование графита ведет к появлению поверхности раздела между фазами в чугуне, что, наоборот, увеличивает запас свободной (поверхностной) энергии. Таким образом, получается неустойчивое равновесие, возникающие кристаллы графита неустойчивы, они непрерывно создаются и распадаются.
Когда кристаллы графита очень малы и отношение их поверхности к объему велико, прирост свободной энергии, связанный с образованием межфазовой поверхности, больше, чем уменьшение ее вследствие кристаллизации; образовавшиеся кристаллы неустойчивы, и графит растворяется.
После достижения кристаллом графита критической величины, когда суммарная свободная его энергия уменьшается, он становится устойчивым. Тогда и начинается процесс графитизации.
По этой же причине образование графита, особенно из жидкого чугуна, гораздо легче происходит не в объеме, а на поверхности инородных мельчайших частиц, в местах пор и трещин на стенках формы и т. д. Такими мельчайшими частицами могут быть окислы, нитриды и нерастворившиеся частицы графита. При этом для эффективного действия их необходимо, чтобы решетка их и ее параметры были близкими к решетке графита. Такому ориентационному соответствию лучше всего удовлетворяют мельчайшие частицы S1O2, AI2O3, A1N и, безусловно, сам графит. Кроме того, при графитизации в твердом состоянии дополнительно появляются самопроизвольно зародившиеся в напряженных и дефектных местах кристаллической решетки центры графитизации. На процесс графитизации влияют скорость охлаждения и химический состав чугуна.
Скорость охлаждения. В толстых сечениях отливок, где охлаждение в форме медленное, графитизация происходит быстрее и полнее, 8 Болховитинов Н. Ф. 302
114
Чугун
поэтому графита здесь образуется больше, он крупнее и окружен полями феррита (фиг. 68, а). В топких сечениях, где охлаждение протекает быстрее, графитизация затруднена, графита здесь образуется меньше, он мельче, а феррита почти нет (фиг. 68, б). Поэтому в целях регулирования процесса графитизации детали крупного сечения отливаются из чугуна с меньшим содержанием кремния и углерода, а детали тонкого сечения — с большим содержанием их.
Наоборот, в тех случаях, когда требуется получить высокую твердость и высокое сопротивление износу, стремятся получить
Фиг. 68. Структура чугунной отливки (X100).
отбел. Для этого в песчаную форму вставляют металлический кокиль (например, при отливке чугунных лемехов — в том месте, где располагаются лезвие и носок), чтобы увеличить здесь скорость охлаждения, затормозить графитизацию и создать условия для образования цементита.
Химический состав чугуна. Элементы кремний, никель, алюминий, медь и др., образующие с железом твердые растворы, увеличивающие в его решетке число вакансий и смещений, облегчающих диффузию, уменьшающие энергию активации и ослабляющие связи между атомами углерода и железа, способствуют графитизации.
Элементы-карбидообразователи (хром, марганец и др.), увеличивающие связи атомов углерода и железа и замедляющие перемещение атомов железа в его решетке, препятствуют графитизации. Сера и кислород препятствуют графитизации, устраняя действие ее центров.
Образование графита пластинчатой (лепестковой) формы начинается в жидком чугуне и объясняется особенностью строения его гексагональной решетки (см. фиг. 53). Основания гексагональных призм, плотно населенные атомами углерода, т. е. с заполненными
Микроструктура и свойства серого чугуна	115
атомными связями, при графитизации плохо присоединяют новые атомы углерода и растут медленно; наоборот, боковые грани с малой плотностью расположения атомов и незаполненными атомными связями легко присоединяют атомы углерода и растут быстро.
Кроме того, аустенит, кристаллизуясь при затвердевании на медленно растущих поверхностях графитных пластинок, затрудняет перемещение к ним атомов, а быстрорастущие кромки продолжают некоторое время оставаться в расплаве, обеспечивающем более легкое перемещение атомов к фронту кристаллизации.
Все это способствует образованию в сером чугуне тонких изогнутых пластинок (лепестков) графита.
3.	МИКРОСТРУКТУРА1 И СВОЙСТВА СЕРОГО ЧУГУНА
Микроструктура. Наибольшее применение в машиностроении имеют отливки из серого чугуна, излом которых имеет серый цвет вследствие наличия в его структуре широких пластинчатых включений графита.
Образование графита ведет к резкому уменьшению количества или к полному устранению цементита и, следовательно, к снижению твердости и улучшению обрабатываемости серого чугуна. Микроструктура серого чугуна отличается от микроструктуры стали присутствием графита. От обыкновенного природного графита, являющегося простой кристаллической разновидностью углерода, обладающего гексагональной решеткой, графит серого чугуна отличается тем, что в его составе находятся не только одни атомы углерода, но также и атомы железа, кремния и пр., т. е. он представляет собой твердый раствор высокой концентрации.
Графит имеет ничтожную механическую прочность, поэтому влияние его выделений пластинчатой формы на чугун подобно действию надрезов.
Пластинчатая, точнее —лепестковая, форма графита (фиг. 69, а), наблюдаемая у серого чугуна, снижает его механические свойства, особенно предел прочности на растяжение и вязкость.
Пластинки графита, имеющие форму широких лепестков, действуют как трещины на металлическую основу чугуна, их острые концы, подобно надрезам, способствуют концентрации напряжений.
Хлопьевидная форма графита (фиг. 69, б) встречается у ковкого чугуна. Шаровидная форма графита (фиг. 69, в), встречающаяся у высокопрочного вязкого магниевого чугуна (см. стр. 121), гораздо меньше снижает прочность и вязкость металлической основы, поэтому изучение формы и размеров графитных выделений в чугуне имеет большое значение.
1 См. ГОСТ 3443-56. Чугун. Эталоны микроструктуры. Стандартгиз, 1957.
8*
116
Чугун
С этой целью П. И. Степиным был применен метод извлечения графита из чугуна путем растворения его металлической основы и последующей щелочной обработки остатков.
6)	S)
г)
Фиг. 69. Основные типы структуры графита в чугуне (по П. И. Степину):
а — пластинчатый (лепестковый); б — хлопьевидный; в — шаровидный; г — пространственная форма пластинчатого графита.
Полученные выделения графита исследовались под бинокулярным микроскопом, фотографировались с помощью длиннофокусного объектива, а снимки увеличивались.
В извлеченном из серого чугуна пластинчатом графите была обнаружена характерная форма тонких, сильно искривленных лепестков (фиг. 69, г, Х500).
Такие лепестки бывают как отдельными, так и объединенными и различным образом направленными. Поверхность пластинчатого графита гладкая, серебристая и в отдельных, преимущественно утолщенных, местах покрыта очень мелкими шаровидными бугорками
Микроструктура и свойства серого чугуна
117
Удельный вес графита (2,25) гораздо меньше удельного веса металлической основы чугуна. Следовательно, при количестве, составляющем 3% к весу чугуна, графит будет занимать по объему чугуна около 10%.
Так как графитизация связана с увеличением объема чугуна, то чугунные отливки дают меньшую усадку и лучшую поверхность, чем стальные.
Графит можно наблюдать в структуре чугуна без травления приготовленного шлифа.
Фиг. 70. Графитные выделения в сером чугуне (X100).
Чугун с большим количеством прямолинейных крупных (фиг. 70, а) графитных выделений, разделяющих его металлическую основу, имеет грубозернистый вид излома и очень низкий предел прочности, особенно при растяжении.
Чугун с мелкими (фиг. 70, б) и завихренными графитными выделениями отличается более высокими механическими свойствами.
Микроструктура металлической основы серого чугуна, выявившаяся после травления, может состоять из феррита, перлита с включениями фосфидной эвтектики в небольшом количестве, а также из очень мелких выделений цементита и сернистого марганца.
По структуре металлической основы серый чугун в отливках можно разделить на две основные группы:
1. Ф е р р ито-перлит о- графитный чугун (фиг. 71, а) вследствие наличия значительного количества структурно свободного феррита отличается сравнительно низкой износостойкостью и пониженными механическими свойствами. Несмотря на то, что феррит в чугуне ввиду значительного количества растворенного кремния имеет повышенную твердость (до НВ 130), он все же менее прочен, чем перлит.
2. Перлит о-графитный чугун (фиг. 71, б), особенно в случае мелкопластинчатости и тонкости строения перлита И мелких графитных выделений, отличается высокими механиче-
118
Чугун
скими свойствами и износостойкостью и вместе с тем хорошо обрабатывается режущим инструментом. Перлит в чугуне в связи с высо-
О)	5)	&J
Фиг. 71. Структура серого чугуна.
а — феррито-перлитная (Х100); б — перлитная (X500); в — перл ито-цементит-ная (Х100).
ким содержанием кремния и наличием марганца имеет меньше углерода, чем это следует из диаграммы Fe —С (до 0,5 и даже до 0,3% С вместо 0,8%). Иногда в структуре перлитного чугуна присутствует небольшое количество твердого структурного элемента фос-фидной эвтектики или цементита в мелких разрозненных выделениях (фиг. 71, в), которые не препятствуют его обрабатываемости режущим инструментом и не создают большой хрупкости. Значительное количество выделений цементита и ледебурита препятствует обрабатываемо-
Фиг. 72. Дендриты феррита:	сти и создает хрупкость,
а—макроструктура; б—микроструктура (Х100). ИнОГДЗ НЭ ПОВерХНОСТИ ЧуГуН-ных отливок, например на литых зубьях зубчатых колес (фиг. 72, а), обнаруживается слой характерных дендритов феррита и участков графитной эвтектики. Каждый участок такой эвтектики является одним проросшим, сильно разветвленным графитным включением, возникшим из одного
Микроструктура и свойства серого чугуна
119
центра и сильно уменьшающим живое сечение металлической основы (фиг. 72, б). Это резко снижает износостойкость отливок.
Механические свойства серого чугуна. Серый чугун с графитными выделениями в структуре имеет очень высокий предел прочности при сжатии, при изгибе этот предел ниже, а при срезе и особенно при растяжении — еще ниже. Чем выше качество чугуна, тем меньше эта разница. В табл. 5 приведены механические свойства серого чугуна.
Таблица 5
Механические свойства серого и модифицированного чугуна (по ГОСТ 1412-54)
Марка чугуна	Предел прочности в кГ/ммг				Стрела прогиба в мм на расстоянии ме-жпу опорами		Твердость по Бринелю
	при растяжении	при изгибе	при сжатии	при срезе	100	300	
	(не менее)		(примерно)		(не менее)		
СЧ 00														Не испы-
							тывается
СЧ 12-28			12	28	50	17	6	2	143—229
СЧ 15-32			15	32	60	21	8	2,5	163—229
СЧ 18-36			18	36	67	24	8	2,5	170—229
СЧ 21-40			21	40	75	26	8	2,5	170—241
СЧ 24-44			24	44	83	28	8	2,5	170—241
СЧ 28-48			28	48	90	31	9	3	170—241
СЧ 32-52			32	52	100	32	9	3	187—255
СЧ 35-56			35	56	120	—	9	3	197—269
СЧ 38-60			38	60	130	—	9	3	207—269
Примечания: 1. Данные о пределе прочности на сжатие и срез азяты не из стандарта, а по литературным да'ниым.
2. Чугун марок СЧ 28-48, СЧ 32-52, СЧ 35-56 и СЧ 38-60 получается методом модифицирования графитизирующими присадками.
Марки серого и модифицированного чугуна по ГОСТ 1412-54 обозначаются так: СЧ —серый чугун, первая цифра показывает предел прочности на растяжение в кПммг, вторая цифра —предел прочности при изгибе в кПмм2.
В табл. 5 приведены также механические свойства для этих чугунов, которые отнесены к круглым литым образцам диаметром 30 мм. У реальных литых деталей или образцов, вырезанных из деталей, механические свойства могут быть другими вследствие иных условий охлаждения и наличия внутренних (литейных) напряжений.
Рост чугуна. Увеличение объема чугуна под влиянием повторного нагрева и охлаждения называется ростом.
120
Чугун
При невысоких температурах (до 400°), когда графитизация и аллотропическое превращение исключаются, рост происходит только за счет коррозии, т. е. окисления металла газами, проникающими в графитные включения. При этом образуются SiO2 и другие окислы, обладающие большим объемом. Чем крупнее и прямолинейнее графитные включения и чем больше в чугуне кремния и углерода, тем сильнее его рост.
С подъемом температуры выше 400° рост чугуна происходит не только за счет коррозии, но и за счет графитизации. Графитизация влечет за собой предусадочные расширения, так как удельный объем образующегося графита в 3,5 раза больше удельного объема цементита.
Способность чугуна к росту является крупным его недостатком. Процессы, происходящие при росте, приводят к тому, что механические свойства чугуна резко падают, искажаются размеры деталей. Чтобы избежать роста, применяют высокосортные перлитные чугуны с мелкими и завихренными графитными выделениями, низким содержанием углерода и кремния и повышенным содержанием карбидообразующих элементов, например, хрома и марганца.
4.	МОДИФИЦИРОВАНИЕ ЧУГУНА
Высокие требования современного машиностроения к прочности и износостойкости чугунных отливок заставили литейщиков и металловедов в течение последних тридцати лет искать новые способы повышения его качества путем модифицирования.
Модифицированием называется технологический процесс регулирования числа центров кристаллизации, скорости роста и формы кристаллов. Модифицирование применяется при производстве высококачественного чугуна, мелкозернистой стали и ряда цветных сплавов.
Модифицирование обычно осуществляется путем добавок в жидкий сплав (перед разливкой) специальных присадок-модификаторов.
Существует два основных типа модификатора. Первый тип модификаторов образует мельчайшие твердые частички, которые служат центрами кристаллизации. Второй тип модификаторов — поверхностно активные вещества, атомы которых откладываются (абсорбируются) на гранях кристаллических центров и снижают их рост.
Модифицированию можно подвергать не только серый, но и ковкий чугун. Для этого перед заливкой в формы в жидкий металл добавляют в небольших количествах модификаторы, образующие новые центры графитизации или абсорбирующиеся на существующих центрах графитизации.
Низкоуглеродистый модифицированный чугун. В чугун с пониженным содержанием углерода и кремния производится присадка в ковш, желоб или электропечь лигатуры, содержащей 75%-ный
Модифицирование чугуна
121
ферросилиций и вторичный алюминий1, всего в количестве 0,3—0,4% к весу жидкого чугуна. Состав такой лигатуры: 65% ферросилиция и 35% вторичного алюминия. Интенсивность действия комплексного модификатора всегда больше интенсивности каждого из его составляющих, добавленного отдельно, например одного ферросилиция или одного алюминия. Входящие в состав модификатора кремний, железо и алюминий образуют мельчайшие частички окислов и нитридов, обладающих ориентационным соответствием с решеткой графита, «замутняющих» чугун и служащих равномерно распределенными центрами его графитизации.
S)
с/
Фиг. 73. Структура чугуна с низким содержанием углерода и кремния (X 100):
а — после модифицирования, б — без модифицирования.
Добавка комплексного модификатора в чугун с низким содержанием углерода и кремния создает центры графитизации и ведет к образованию небольших, равномерно распределенных графитных включений, причем металлическая основа чугуна получается перлитной (фиг. 73, а). В результате модифицирования повышаются механические свойства чугуна (см. табл. 5) и его износостойкость (в 2 раза и более).
Без добавки модификатора чугун с низким содержанием углерода и кремния получается отбеленным (фиг. 73, б).
Высокопрочный чугун с шаровидным графитом. Новый машиностроительный материал — высокопрочный вязкий магниевый чугун с шаровидным графитом —соединяет в себе высокие механические свойства стали с технологичностью и удобствами производства чугунных отливок. Он может заменить стальное литье и поковки, ковкий чугун и цветные сплавы, а применение его вместо серого
1 Вторичный алюминий, получаемый из лома, дешевле первичного, более чистого алюминия.
122
Чугун
и модифицированного чугуна увеличивает эксплуатационную надежность и долговечность частей машин и создает возможность в отдельных случаях уменьшать их сечение и вес.
Получение высокопрочного чугуна основано на обработке (модифицировании) его жидкого сплава магнием или церием. Магний по технологическим свойствам уступает церию, однако вследствие меньшей стоимости он получил наибольшее применение в промышленности. Магний в жидком чугуне благодаря низкой температуре кипения (1100°) испаряется и горит ярким пламенем, выделяя большое количество белого дыма.
Модифицирование магнием для лучшего усвоения и снижения интенсивности его горения производится путем введения лигатур магния с ферросилицием, с медью или с никелем. Ковш, наполненный жидким чугуном, или герметически закрывается, или устанавливается в автоклаве, а лигатура принудительно погружается с помощью графитового или керамического колокола на стальном прутке в жидкий чугун. Тяжелые лигатуры (медная, никелевая, цериевая) присаживаются па дно ковша или вводятся непосредственно па струю металла. Модифицирование длится 40—60 сек., при этом большая часть присаживаемого магния сгорает. В зависимости от состава лигатуры и способа ее присадки усвоение магния чугуном составляет всего от 0,1 до 0,3 общего количества магния, добавленного с лигатурой в ковш. Для повышения степени усвоения и создания безопасности в работе модифицирование чугуна производится металлическим магнием в автоклаве под давлением 3—5 ат.
Модифицирование серого чугуна (фиг. 74, а) магнием или его лигатурами с последующей добавкой ферросилиция превращает его в высокопрочный, вязкий чугун со структурой из перлита, феррита и шаровидного графита (фиг. 74, б).
Влияние магния на структуру чугуна зависит от ряда факторов и становится заметным при содержании 0,02% Mg. Действие магния на закругление и утолщение пластинок графита становится заметным, начиная с содержания, соответствующего кривой 1 (фиг. 75),
а)	5)
Фиг 74. Структура высокопрочного чугуна с шаровидным графитом (X 100):
а — до модифицирования; б — после модифицирова ния магнием и ферросилицием.
Модифицирование чугуна
123
которая одновременно указывает и начало отбела чугуна от присадок магния; при повышении содержания магния (выше кривой 2)
графит становится шаровидным.
Эта диаграмма построена для обычного содержания кремния в сером чугуне (около 2,5%) и показывает, что чем больше в чугуне углерода, тем больше требуется магния для создания шаровидного графита. Кривая 3 характеризует полный отбел чугуна.
Магний лишает кремний свойств графитизирующего
Содержание С
элемента и отбеливает чугун, Фиг. 75. Структурная диаграмма для маг-но если кремний вводится ниевого чугуна (по П. И. Степину), как модификатор, то его гра-
фитизирующее действие не уничтожается и чугун не отбеливается.
Модифицирование чугуна лигатурой магния с ферросилицием связано с затруднением получения у него перлитной металлической
основы (фиг. 76, а). В большинстве случаев она получается кар-
Фиг. 76. Структура металлической основы магниевого
чугуна (X 100).
бидно-перлитной (фиг. 76, б), феррито-перлитной (фиг. 76, в) или ферритной (фиг. 76, г).
Устойчивое однородное качество отливок из магниевого чугуна без цементита в структуре получается после их графитизирующего отжига с выдержкой при 920° в течение 3 час. с последующим медленным охлаждением до 600° в печи в течение 3 час.
124
Чугун
Для получения магниевого чугуна с перлитной металлической основой и особо высокой износостойкостью (например, для поршневых колец) магний, чтобы избежать кремния, приходится вводить в виде лигатур с медью, но это сильно удорожает стоимость отливок.
Усвоению магния чугуном способствует главным образом углерод и в несколько меньшей степени —кремний. Сера, реагирующая весьма эффективно с магнием, препятствует образованию шаровидного графита и ухудшает структуру металлической основы.
Крупным пороком отливок из высокопрочного магниевого чугуна, ограничивающим его применение, являются «черные пятна». Образование «черных пятен» объясняется наличием в высокопрочном чугуне сульфидов магния, а также повышением содержания некоторых окислов. Основной причиной попадания образовавшихся в жидком металле сульфидов и окислов является медленное выделение их в шлак вследствие увеличения вязкости металла при понижении температуры.
«Черные пятна» наблюдаются в изломе в верхней части отливки (фиг. 77, а), и хорошо выявляются в отпечатках на серу по Бауману (фиг. 77, б). Для борьбы с «черными пятнами» следует перед введением магния производить обессеривание чугуна и понижать вязкость жидкого металла присадкой различных флюсов, например криолита; с этой же целью рекомендуется при модифицировании и заливке применять жидкий чугун достаточно перегретым, а также предусматривать тщательное удаление шлака и меры по выводу скоплений черных пятен в прибыли.
Извлеченный из высокопрочного вязкого магниевого чугуна шаровидный графит малых размеров (фиг. 78, а) имеет гладкую поверхность; более крупные выделения графита покрыты отдельными полушаровыми бугорками (фиг. 78, 6), известными в кристаллографии как холмики роста. Их образование объясняется сопротивлением, которое окружающий аустенит оказывает проникновению графитного выделения большого диаметра при его росте; значительно меньшее сопротивление аустенит оказывает проникновению полушаровых бугорков. Поэтому по мере увеличения поперечного размера выделений графита оии покрываются почти сплошь мелкими полушаровыми бугорками (фиг. 78, в); в крупных отливках где процесс кристаллизации развивается медленно, графитные включения значительно крупнее и на их поверхности, помимо мелких бугорков, появляются более крупные возвышения (фиг. 78, г и д). Таким образом, в процессе роста в сопротивляющейся среде шаровидный графит, постепенно изменяясь, получает шишковидную форму (фиг. 78, д).
На фиг. 79 показан шаровидный графит различных форм, извлеченный из магниевого чугуна. На снимке виден корковый слой, прикрывающий наиболее крупные включения и откалывающийся от них при механическом воздействии. Возможно, что в самом начале кристаллизации включения графита, окруженные такой оболочкой, растут, создавая внутри нее давление, расширяющее оболочку и преодолевающее сопротивление внешней среды, что и объясняет их шаровидную форму.
До добавки магния (фиг. 80 а) серый чугун имеет пластинчатый (лепестковый) графит.
Адсорбция атомов магния выравнивает скорость роста графитных выделений в разных направлениях Слишком малые добавки магния (фиг. 80, 6), хотя и вызывают отбел, но не дают шаровидного графита, адостаточная добавка магния (фиг. 80, в) позволяет получить шаровидную форму.
Несмотря на многочисленные опубликованные работы советских и иностранных исследователей, до сих пор нет еще единого мнения о механизме и кинетике образо-
Модифицирование чугуна
125
а;
Фиг. 77. Черные пятна в магниевом чугуне.
Фиг. 78. Кинетика формирования шаровидного графита; Х500 (по П. И. Степину).
126
Чугун
Фиг. 79. Шаровидный графит различных форм (по П. И. Степину).
а)	5")	8)
Фиг. 80. Влияние добавок магния на форму графитных выделений и структуру чугуна (X 100).
Модифицирование чугуна
127
вания шаровидного графита, которое также начинается в жидком чугуне и продолжается в аустените. Вероятно это объясняется тем, что в теории кристаллизации шаровидного графита еще недостаточно изучался дислокационный механизм ее; первые попытки выявления роли точечных дефектов решетки на процессе графитизации были сделаны несколько лет назад К. П. Буниным.
В настоящее время большинство исследователей сходится на том, что магний, рафинируя состав чугуна и проникая в графит, сильно изменяет свойства и условия кристаллизации — вызывает переохлаждение, увеличивает межфазовое натяжение и тем оказывает влияние па округление формы графита.
Неоднородность связей между атомами углерода в его решетке и неравномерный подвод атомов к фронту кристаллизации вызывают образование пластинчатой (лепестковой) формы графита.
Для выяснения роли магния и распределения его в чугуне последний исследуют с помощью радиоактивных изотопов. Однако радиоактивный изотоп магняя обладает недостаточным периодом полураспада, поэтому П. И. Степин присаживает вместо него церий, который действует как модификатор подобно магнию. Полученные им радиограммы, а также анализ графита, выделенного отстаиванием стружки магниевого чугуна в спирте, указывают на преимущественное распределение модификатора в шаровидных включениях графита.
Марки и механические свойства высокопрочного чугуна по ГОСТ 7293-54 приведены в табл. 6.
Таблица 6
Механические свойства высокопрочного чугуна
Марка чугуна	Предел прочности при растяжении в кГ/мм2	Предел текучести при растяжении в кГ/ммг	Удлинение в °/()	Ударная вязкость в кГм/см2	Твердость по Бринелю
	(не м	енее)			
ВЧ 45-0	45	36			187—255
ВЧ 50-1,5	50	38	1,5	1,5	187—255
ВЧ 60-2	60	42	2,0	1,5	197—269
ВЧ 45-5	45	33	5,0	2,0	170—207
ВЧ 40-10	40	30	10	3,0	156—197
Здесь ВЧ означает высокопрочный чугун, первая цифра — предел прочности при растяжении в кГ1мм2, вторая —удлинение в %.
Сравнение механических свойств серого и модифицированного чугуна (табл. 5) с механическими свойствами высокопрочного чугуна (табл. 6) обнаруживает большие преимущества последнего. Поэтому высокопрочный чугун можно применять при изготовлении деталей машин, подвергаемых ударам, действию переменных напряжений (например, коленчатых валов, поршневых колец, всевозможных втулок, зубчатых колес, картеров и кожухов и т. д.).
Коленчатые валы. Преимуществами литых коленчатых валов из высокопрочного чугуна, в сравнении с коваными стальными, являются: 1) экономия металла и возможность получения валов более совершенной конструктивной формы, например с полыми щеками, без резких переходов и с оптимальными соотношениями сечений; 2) меньшая чувствительность к несоосности опор вследствие меньшего модули
123
Чугун
упругости чугуна; 3) лучшая антифрикционность и износостойкость поверхности шеек вследствие наличия графита в структуре чугуна; последнее избавляет от необходимости прибегать к закалке шеек, как это применяется, например, при производстве стальных валов; 4) технологичность благодаря уменьшению потребности в дорогом и дефицитном кузнечном оборудовании и снижению числа операций механической обработки.
Длительная эксплуатация автомобилей «Волга» в СССР и «Форд» в США показала, что коленчатые валы из высокопрочного магниевого чугуна с шаровидным графитом так же надежны, как и стальные. Лабораторные испытания коленчатых валов в целом виде, производившиеся в НАМИ, обнаружили, что предел выносливости у валов из стали 45 и высокопрочного чугуна практически одинаков.
Химический состав коленчатых валов из высокопрочного чугуна приведен в табл. 7.
Таблица 7
Коленчатые валы из высокопрочного чугуна
Марка автомобиля	Содержание элементов в °/0							
	С	Si	Мп	Сг	S	Р	Mg	Про* ие
«Волга»	3,4-3,6	1,8— 2,2	0,95— 1,2	0,16— 0,30	До 0,01	До 0,06	0,03— 0,06	—
«Форд»	3,5—4,0	2,5	0,5	0,1-0,2	До 0,01	До 0,05	0,02	0,2 Си; 0,1 Ni
Чугун для коленчатых валов автомобилей «Волга» выплавляется в дуговой электропечи, а модифицирование магнием производится в специальной камере под давлением 6 ат. С той же целью заливка коленчатых валов, например для автомобилей «Форд», производится в вертикальном положении, что обеспечивает при заполнении металлом формы выход сернистых примесей и «черных пятен» вверх в наращенную для этого прибыль.
Для устранения «черных пятен» жидкий чугун после ввода магния рафинируется криолитом; заливка чугуна производится в оболочковые формы с вертикальным расположением коленчатых валов.
Литые валы подвергаются термической обработке, которая заключается в нагреве при 950° в течение 9 час. с последующим охлаждением на воздухе для снятия отбела и вторичном нагреве при 750° в течение 9 час. для сфероидизации перлита.
Чтобы избежать отбела и высокотемпературного нагрева, на мнсгих зарубежных заводах при отливке валов применяют добавки в ковш ферросилиция или других графитизирующих модификаторов. В результате у чугуна получаются механические свойства: предел прочности на растяжение овр = 62 -ь 65 кГ/мм\ удлинение б = 8 -ь 12%, твердость НВ 192—240.
5.	ЛЕГИРОВАННЫЙ ЧУГУН
Легированный чугун содержит значительное количество специальных элементов — никеля, хрома, марганца, ванадия, титана, меди и др., которые способствуют измельчению перлита в его структуре (фиг. 81) и повышают эффективность его термической обработки.
Ковкий чугун
129
Специальные элементы могут попадать в чугун из руды (природнолегированный чугун), их можно также намеренно добавлять в виде чистых металлов, например, никеля или ферросплавов.
Легирующие примеси в чугуне по их влиянию на процесс графито-образования можно разделить на две основные группы: хром и мар-
Фиг. 81. Структура легированного чугуна.
ганец можно рассматривать как карбидо-образователи, а никель, алюминий и медь — как графитизаторы. Алюминий, ванадий и титан в небольшом количестве могут служить и модификаторами.
В СССР особо важное значение имеет природнолегированный чугун Орско-Хали-ловского и Елизаветинского месторождений. Орско-Халиловский чугун содержит 3,25% Сг, 1 % Ni и 0,2—0,5% Ti, а Елизаветинский 1,1% Сг, 0,9% Ni и 0,1—0,25% V.
Хром, образуя карбиды, увеличивает твердость и прочность чугуна и особенно его сопротивление износу, но, вызывая отбел, затрудняет обрабатываемость чугуна. Перлит чугуна под воздействием хрома приобретает тонкое строение.
Никель, наоборот, является графитиза-тором; он устраняет отбел и улучшает обрабатываемость чугуна. Никель, кроме того, измельчает перлит и графит и увеличивает прочность и износостойкость чугуна.
Небольшие добавки этого чугуна в обычную шихту делают графит мелким, а перлиту придают очень тонкое строение. При этом свободный феррит полностью устраняется, и механические свойства чугуна, а также его сопротивление износу резко возрастают.
6.	КОВКИЙ ЧУГУН
Многие детали автомобилей, сельскохозяйственных и других машин имеют сложную форму и тонкое сечение, а в работе подвергаются ударной нагрузке. Наиболее выгодно их получать не путем ковки,а в виде отливок, но стальное литье очень трудно и дорого получать в тонких сечениях и сложной формы, а серый чугун, благодаря пластинчатому графиту, плохо сопротивляется растяжению и ударной нагрузке.
В этом случае наиболее экономичным является применение ковкого чугуна. Пользуясь хорошими литейными свойствами чугуна, тонкие, сложной формы детали сначала отливают из белого чугуна, а потом путем отжига его превращают в ковкий.
Ковким чугуном называется вязкий, хорошо сопротивляющийся разрыву и ударной нагрузке чугун, отличающийся наличием
9 Болховитинов Н. Ф. 302
130
Чугун
в ферритной или перлитной основной структуре хлопьевидных графитных выделений, получаемый путем отжига доэвтектического белого чугуна. В отливках из белого чугуна при отжиге цементит разлагается на графит и железо; при этом может произойти и поверхностное обезуглероживание чугуна. В результате получается вязкий, хорошо поддающийся обработке резанием ковкий чугун.
До отжига излом отливки, предназначенный для производства ковкого чугуна, белый. После отжига ферритный ковкий чугун
Фиг. 82. Структура неотожженного ковкого чугуна (X100): а — выплавленного дуплекс-процессом: б — выплавленного в вагранке.
имеет в изломе черную сердцевину, окруженную светлым ободком, а перлитный (применяется гораздо реже) имеет светлый излом. Химический состав ферритного ковкого чугуна: 1,75—2,3% С; 0,85—1,2% Si; не более 0,4% Мп; не более 0,2% Р и не более 0,12% S.
Содержание углерода в ковком чугуне должно быть низким, чтобы снизить содержание в нем графита и получать после отжига более прочное литье. Однако слишком низкое содержание углерода повышает температуру плавления и создает трудности при заливке форм. Содержание кремния должно быть достаточным для обеспечения процесса графитизации при отжиге отливок из ковкого чугуна, но не слишком высоким, чтобы при отливке в структуре белого чугуна не было пластинок графита.
Плавка доэвтектического белого чугуна, применяемого для дешевых неответственных отливок из ковкого чугуна (например, водопроводных муфт, угольников и других деталей), производится в вагранках.
Мелкие выделения цементита в таком чугуне (фиг. 82, а) гораздо легче, чем крупные, растворяются в аустените, что при условии при
Ковкий чугун
131
сутствия необходимых центров кристаллизации облегчает процесс графитизации при отжиге на ковкий чугун.
Белый доэвтектический чугун, выплавленный в вагранке, где металл непосредственно соприкасается с топливом, имеет большое содержание углерода (выше 3%) и структуру, состоящую из перлита, крупных выделений цементита и ледебурита (фиг. 82, б). Такая структура невыгодна для отжига, и механические свойства, полученные после отжига деталей из такого чугуна, получаются пониженными.
Отжиг деталей из ковкого чугуна производится в обыкновенных камерных печах, туннельных печах с постепенно проталкиваемыми вагонетками и в печах непрерывного действия с защитной атмосферой, нагреваемых радиационными трубами (наиболее совершенный способ). Для отжига в печах первых двух типов отливки из белого чугуна укладывают в ящики из такого же чугуна и засыпают песком. В печах с защитной атмосферой и электрических печах отливки отжигаются без упаковки и засыпки. При этом способе сокращается длительность отжига и уменьшается расход топлива; отожженные детали получаются с хорошей неокисленной поверхностью.
Отжиг отливок на ковкий чугун в настоящее время производится по ступенчатому циклу и в зависимости от состава чугуна, толщины отливок и типа применяемой печи продолжается примерно 26 час., а на некоторых заводах и более (фиг. 83), включая предварительный подогрев при 350—400° для удаления из отливок водорода. Процесс графитизации при этом разделяется на две стадии.
Первая стадия графитизации (фиг. 83) происходит при выдержке отливок при температуре около 1000°, когда вторичный цементит растворяется в аустените и происходит графитизация отдельных его участков и эвтектического цементита; в результате после медленного охлаждения произойдет в основном превращение аустенита в перлит и микроструктура ковкого чугуна будет состоять из графита, перлита и небольшого количества зерен феррита, обычно окружающего выделения хлопьевидного графита (фиг. 84, а).
Вторая стадия графитизации (фиг. 83) происходит в том случае, когда после первой стадии отливки охлаждают до 760—700°, дают выдержку при данной температуре для графитизации эвтектоидного цементита, т. е. цементита перлита (при охлаждении до температуры ниже Агъ аустенит превращается в перлит), после чего отливки охлаждают на воздухе; в результате структура полностью отожженного ковкого чугуна будет состоять из хлопьевидных выделений графита и зерен феррита (фиг. 84, б). Графит ковкого чугуна после отжига имеет характерную хлопьевидную форму (фиг. 84, в).
В сердцевине ковкого чугуна перлита не должно быть. Но на его поверхности может наблюдаться корка перлита при почти полном отсутствии графита. Это объясняется обезуглероживанием поверхности при отжиге. Вследствие обеднения углеродом твердого раствора 9*
132
Чугун
Фиг. 83. Схема ступенчатого отжига ковкого чугуна.
Фиг. 84. Структура ковкого чугуна в разных стадиях графитизации (X 100):
й — после первой стадии; б— после второй стадии; в — хлопьевидный графит.
в)
Ковкий чугун
133
на поверхности, а следовательно, уменьшения центров графитизации, чугун на поверхности детали плохо поддается отжигу, сохраняя перлит.
Многие заводы модифицируют ферритный ковкий чугун алюминием с целью увеличения в нем числа центров графитизации, сокращения путей диффузии и ускорения отжига. Такой чугун имеет более мелкие хлопьевидные графитные выделения и лучшие механические свойства. Если требуется хорошее сопротивление износу,
Фиг. 85. Ковкий чугун после отжига (X 100):
а — перлитный; б — с зернистым перлитом; в — после ускоренного отжига.
то применяют перлитный ковкий чугун (фиг. 85, а), который отличается от ферритного меныпим удлинением и ударной вязкостью, но большими твердостью и прочностью.
Перлитный ковкий чугун получается после неполного отжига, т. е. после первой стадии графитизации. Для повышения вязкости перлитный ковкий чугун иногда подвергают сфероидизации при 650—750°. В такой чугун, вернее —белый чугун, для получения отливок из перлитного ковкого чугуна иногда добавляют марганец и медь, что обеспечивает последнему очень мелкую структуру зернистого перлита (фиг. 85, б).
Пороком микроструктуры готовых деталей из ковкого чугуна является присутствие цементита; это приводит к повышенной твердости и хрупкости и является следствием недостаточного отжига или повышенного содержания в чугуне марганца и хрома, препятствующих графитизации. Утяжины, загрязнения и наличие пластинчатого графита также являются пороками микроструктуры ксгкого чугуна. Присутствие перлита в сердцевине, нормальное для перлитного ковкого чугуна, у ферритного понижает вязкость, удлинение и сопротивление удару. Однако если детали из ковкого чугуна
134
Чугун
подвергаются в работе истиранию (например, в цепях комбайнов), то перлитная структура на его поверхности полезна; она повышает износостойкость чугуна.
Ускоренный отжиг. Чем тоньше сечения отливок из ковкого чугуна, тем легче они поддаются отжигу. Детали из ковкого чугуна должны иметь стенки не толще 25 мм, иначе их отжиг затрудняется, растягивается во времени и отожженные детали вследствие их высокой твердости приходится подвергать повторному отжигу, что, однако, не всегда дает благоприятные результаты. Наоборот, тонкостенные отливки в форме охлаждаются быстро, и в ннх появляются значительные внутренние напряжения способствующие увеличению числа дислокаций и образованию центров графитизации, что сокращает длительность отжига.
Закаливая тонкостенные отливки из белого чугуна в воде или масле, можно еще больше увеличить их внутренние напряжения и. следовательно, повысить число центров графитизации Увеличение числа центров графитизации резко сокращает пути диффузии углерода в аустените, поэтому длительность последующего отжига уменьшается примерно в 10 раз.
Структура ковкого чугуна, отожженного по ускоренному методу, состоит из гораздо большего числа мелких хлопьевидных графитных выделений (фиг. 85, в), чем после обычного отжига. Возможность регулировать число центров графитизации как путем создания внутренних напряжений, так и путем модифицирования является крупным достижением в производстве ковкого чугуна, увеличивающим производительность при отжиге, понижающим стоимость отливок и улучшающим качества чугуна.
Ускоренный отжиг можно производить как для получения ферритной структуры, так и перлито-ферритной. В обоих случаях тонкостенные отливки перед отжигом подвергают закалке при 880—920° для создания дополнительных центров графитизации. Закалочной средой, создающей наибольшее число центров графитизации, обычно является вода. Однако отливки не всех конфигураций выдерживают закалку в воде, не давая трещин. Это обстоятельство заставляет предпочитать охлаждение некоторых отливок в масле и даже на воздухе, что менее эффективно, так как дает меньше центров графитизации.
Для проведения первой стадии графитизации изделия нагревают до 950—1000° и выдерживают их при этой температуре 1—2 часа. Вторую стадию графитизации применяют, если требуется получить ферритную структуру Для этого деталь охлаждают вместе с печью до 730° с выдержкой в течение 1,5 часа, затем производят дальнейшее охлаждение с печью до 650° и выгружают отливки на воздух. Для получения перлито-ферритной структуры вторая стадия графитизации не требуется. Чтобы повысить вязкость ковкого чугуна на перлитной основе отливки подвергают сфероидизации, например после первой стадии графитизации их закаливают в масле, затем нагревают до 720—760° с получасовой выдержкой и выгружают на воздух.
Ковкий чугун со структурой зернистого перлита отличается хорошей вязкостью, повышенной твердостью (HRB 95—102) и износостойкостью.
Резкого ускорения отжига деталей из ковкого чугуна можно добиться также созданием в нем дополнительных центров графитизации путем модифицирования алюминием, добавляя в него 0,01 % А1, или путем добавки в высококремнистый (1,5% Si) чугун 0,025% Bi и 0,003% В.
В последнее время начали применять модифицирование ковкого чугуна магнием, что облегчает его отжиг и позволяет получить графит не хлопьевидной, а шарообразной формы. Следовательно, получается снижение стоимости и повышение механических свойств ковкого чугуна. При этом содержание серы в ковком чугуне не должно
Ковкий чугун
135
превышать 0,10—0,12%, так как она препятствует графитизации при отжиге и снижает действие магния.
Применение ковкого чугуна, модицифированного магнием, позволяет осуществлять графитизацию не только тонкостенных отливок, но и с более толстыми сечениями; для этого необходимо увеличивать в нем общее количество углерода и кремния.
Кроме того, исследования показали, что наличие водорода в отливках очень тормозит графитизацию при отжиге белого чугуна. Удаление водорода путем предварительного подогрева отливок до температуры около 400° и выдержки в течение 4—5 час. увеличивает число центров графитизации. Это сильно сокращает время последующего отжига и способствует образованию мелких, равномерно распределенных графитных выделений в структуре ковкого чугуна.
Ускоренный отжиг успешно проводится на ряде заводов с применением соляных ванн, а также в методических печах с радиационными трубами.
Механические свойства. При механических испытаниях ковкого чугуна обычно определяется предел прочности на растяжение и относительное удлинение.
Нормы механических свойств и твердости для разных сортов ковкого чугуна приведены в табл. 8.
Таблица 8 Механические свойства ковкого чугуна
(по ГОСТ 1215-59)
Марка ковкого чугуна	Предел прочности на растяжение в кПммг (не менее)	Относительное удлинение в °/0 (не менее)	Твердость НВ по Бринелю (не более)
КЧ 30-6			30	6	163
КЧ 33-8			33	8	163
КЧ 35-10 ....	35	10	163
КЧ 37-12		37	12	163
КЧ 45-6			45	6 *	241
КЧ 50-4			50	4	241
КЧ 56-4			56	4	269
КЧ 60-3			60	3	269
КЧ 63-2			63	2	269
* С согласия заказчика допускается понижение относительного			удлинения до 3%.
Здесь КЧ означает ковкий чугун, первая цифра — предел прочности при растяжении в кГ/мм2, вторая — удлинение в %.
Перлитные чугуны, приведенные в табл. 8., получены путем обезуглероживающего отжига в окислительной среде.
136
Чугун
7.	ЗНАЧЕНИЕ ЧУГУНА В МАШИНОСТРОЕНИИ
Отливки из серого чугуна широко применяются в машиностроении. Литье — самый выгодный и дешевый способ производства деталей сложной формы. Кроме того, чугун в сравнении со сталью обладает более низкой температурой плавления и лучшими литейными свойствами — жидкотекучестью (хорошо заполняет формы в тонких сечениях) и малой усадкой, а также отсутствием больших литейных напряжений. Применение литых деталей из чугуна сокращает и облегчает механическую обработку и позволяет экономнее расходовать металл. Наличие графита в структуре способствует легкому отделению стружки и удалению тепла, образующегося при обработке чугуна режущим инструментом, т. е. обеспечивает хорошую обрабатываемость, имеющую в машиностроении огромное экономическое значение.
Современный чугун, особенно высококачественный, отличается не только очень высоким сопротивлением сжатию, но и достаточно высокой прочностью при изгибе, срезе и растяжении. При действии переменных напряжений он обнаруживает хорошую циклическую прочность (предел выносливости) и вследствие графитных выделений отличается высоким внутренним трением (затуханием колебаний). Вместе с тем чугун менее, чем сталь, чувствителен к резким переходам сечений, надрезам и поверхностным дефектам и очень хорошо сопротивляется износу. Последнее объясняется его высокой твердостью и присутствием в структуре графита.
При трении скольжения графит в чугуне оказывает двоякое действие. С одной стороны, являясь сам смазкой и впитывая смазку, он снижает коэффициент трения и повышает износостойкость чугуна. Поэтому чугун с мелкими выделениями пластинчатого графита, структурой тонкого сорбитообразного перлита и повышенной твердостью хорошо сопротивляется износу и часто применяется в качестве антифрикционного материала для подшипников скольжения.
С другой стороны, пластинки графита могут вызывать выкрашивание металлической основы чугуна и ее разрушение при трении; особенно ярко это проявляется при структуре дендритов феррита и эвтектического графита.
Магниевый чугун с шаровидным графитом обладает хорошими антифрикционными свойствами, так как благодаря шаровидной форме графита сплошность металлической основы чугуна почти не нарушается и выкрашивания ее не происходит.
За последнее время, особенно в связи с резким повышением качества серого чугуна и внедрением модифицированного, магниевого и легированного чугунов, машиностроительные заводы все чаще переходят со стального литья, даже с кованых деталей, на чугунное литье.
Отливки из ковкого чугуна широко и с большой экономической выгодой применяются в автостроении, вагоностроении, в сельско
Значение чугуна в машиностроении
137
хозяйственном машиностроении и в производстве мелких деталей сложной формы. За последнее время ковкий чугун применяют и для более крупных деталей. Например, коленчатые валы автомобилей на заводах Дженерал Моторе (США) отливают из специального высококремнистого чугуна с 0,025 Bi и 0,003% В, добавляемых для получения отливок крупного сечения с белым изломом; такой чугун после отжига получает микроструктуру перлитного ковкого чугуна.
Фиг. 86. Механические свойства серого, ковкого и высокопрочного чугунов.
В заключение следует отметить, что высокопрочный чугун с шаровидным графитом по механическим свойствам превосходит не только серый, но и ковкий чугун (фиг. 86). Вместе с тем высокопрочный чугун с шаровидным графитом получается непосредственно в отливках, и для его производства не требуется длительного отжига. Одновременно будет развиваться и модифицирование ковкого чугуна магнием.
ЛИТЕРАТУРА
Богачев И. Н., Металлография чугуна. Машгиз, 1952.
Бунин К. П. и др., Структура чугуна, Машгиз, 1952.
Бунин К. П. и др., Чугун с шаровидным графитом, АН СССР. 1955.
Дурасов П. И. иЦипин И. О., Производство и применение антифрикционного чугуна для подшипников, АН СССР, 1954.
ВНИТОЛ, Высокопрочные чугуны, Машгиз, 1952.
Высокопрочные чугуны. Машгиз. 1951, 1952 и 1954.
138
Чугун
Высокопрочный чугун со сфероидальным графитом, ЦНИИТМАШ, кн. 55, Машгиз, ч. I, 1953 и ч. II, 1956.
Гречин В. П., Легированное чугунное литье, Оборонгиз, 1952.
Ковкий чугун, ВНИТОЛ, Машгиз, 1954.
К уд рявнев И. В. и др., Конструкционная прочность чугуна с шаровидным графитом, Машгиз, 1957.
Металловедение и современные методы термической обработки чугуна, Машгиз, 1955.
Отливки из серого и высокопрочного чугунов, ГОСТ 3443-57, Стандартгиз, 1958.
Получение отливок из высокопрочного чугуна, АН СССР, 1955.
Справочник по машиностроительным материалам, т. 111, Чугун, Машгиз, 1959.
Степин П. И., Условия получения в литье структуры чугуна с глобулярным графитом, Машгиз, 1952.
Суходольская Е., Материалы поршневых колец, Машгиз, 1953.
Cast Metals Handbook, 4 th ed., 1957.
The Gray Iron Castings Handbook, 1958.
Supplements to Metals Handbook, 1954 and 1955, ASM.
Piwowarsky E., Gusseisen, 1952.
Zlatin N. and Walton C. F., The Machining and Grinding of Gray and Nodular (Ductile) Cast Irons, 1957.
ГЛАВА VI
ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ И РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ
1. ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ МОНОКРИСТАЛЛОВ
Деформацией называется процесс изменения формы металлов под действием внешней нагрузки или под влиянием физических
До деформации
Упругая деформация
Фиг. 87. Схема изменений в атомно-кристаллической решетке при деформации:
а — до нагружения; б—растяжение; в—сдвиг; г—скольжение; д—двойникование.
и химических явлений, вызывающих частичные изменения объема, например при переходе одной аллотропическсй формы в другую.
В общем случае при комнатной температуре деформация металла состоит из упругой и пластической деформаций.
До деформации кристаллическая решетка металла не искажена (фиг. 87, а) и расположение находящихся в ее узлах атомов отвечает наименьшему запасу его свободной энергии.
1. Упругая деформация металлов, исчезающая после снятия нагрузки, происходит при действии как нормальных (фиг. 87, б), так и касательных напряжений (фиг. 87, в) и заключается в изменении расстояний между атомами.
2. Пластическая деформация металлов является остаточной и сохраняется после снятия нагрузки; она происходит только благодаря касательным напряжениям и заключается или
140
Пластическая деформация и рекристаллизация
в скольжении слоев атомов относительно друг друга (фиг. 87, г) или в двойниковании (фиг. 87, д).
Изучение механизма пластической деформации металлов необходимо при исследовании следующих важнейших проблем:
1)	всех вопросов, связанных с образованием структуры металлов как при их затвердевании, так при перекристаллизации и фазовых превращениях в твердом состоянии;
2)	процессов холодной и горячей обработки давлением и обработки резанием;
3)	прочности металлов.
Механические испытания монокристаллов. Механизм пластической деформации был подробно изучен на крупных кристаллических зернах, металла и других неорганических и органических веществ, полученных отдельно и называемых монокристаллами, или одиночными кристаллами. Как уже указывалось в гл. II, такой монокристалл имеет правильную кристаллическую решетку, в узлах которой находятся атомы, или, точнее, положительно заряженные ионы, а пространство заполнено электронным газом.
Существует много методов получения крупных монокристаллов, например путем применения неравномерного охлаждения расплавленного металла, вызывающего рост зерна из одного центра кристаллизации в вершине конуса или медленное вытягивание одного кристаллизующегося зерна из расплавленного металла. В тугоплавких металлах, например железе, вызывают искусственный гигантский рост зерна при отжиге, когда одно крупное зерно разрастается за счет остальных.
Из крупных монокристаллов вырезают образцы, которые подвергают механическим испытаниям, исследуют при этом их макро-и микроструктуру, а также атомную структуру при помощи рентгенографического анализа и применяют другие физические методы исследования.
Механические испытания прежде всего обнаруживают различный предел прочности сь и различное относительное удлинение образцов, вырезанных из монокристалла в разных направлениях, т. е. анизотропию его механических свойств. Например, в случае монокристалла меди его предел прочности <ть в зависимости от направления вырезки образца изменялся от 12 до 35 кПмм?. Относительное удлинение 6 в зависимости от направления вырезки образца изменялось в пределах 10—55%. Модуль упругости изменялся в пределах 6800—19 100 кПммг.
Данные ряда исследований показали, что механизм пластической деформации состоит из следующих процессов: 1) скольжения; 2) двойникования; 3) изменения положения атомов; 4) разрушения.
Скольжение. В основном процесс пластической деформации монокристалла совершается путем ряда последовательных скольжений одних слоев атомов по отношению к другим в направлении определенных кристаллографических плоскостей. Скольжение, начав*
Пластическая деформация монокристаллов
141
шись на одной из кристаллографических плоскостей, приводит к изменению связей между атомами пограничных слоев, к упрочнению данной плоскости сдвига и потому переходит на другую одноименную плоскость.
Фиг. 88. Вид образца, выточенного из монокристалла, после растяжения.
После пластической деформации, например растяжения, на полированной поверхности образца, вырезанного из монокристалла, появляются так называемые полосы скольжения (фиг. 88), являю-
щиеся следами плоскостей скольжения.
Плоскостей скольжения и направлений сдвига в кристалле ограниченное количество, и они характеризуются большой плотностью размещения на них атомов. Сопротивление сдвигу обычно меньше на той кристаллографической плоскости, которая имеет наибольшую атомную плотность.
Электронно-микроскопическое исследование полос скольжения обнаружило их слоистую структуру; оказалось, что каждая полоса состоит из очень близко расположенных друг от друга линий скольжения. Каждая такая линия скольжения является местом выхода
Фиг. 89. Схема постепенного образования полосы скольжения (Хайденрайх и Шокли).
плоскости скольжения на поверхность шлифа. Изучение кинетики постепенного развития пластической деформации (фиг. 89) обнаружило, что сна-
чала линии скольжения группируются пачками внутри полос, а затем, по мере развития деформации, эти пачки разрастаются и сливаются в полосу скольжения. При исследовании пластической деформации алюминия оказалось, что линии скольжения находятся друг от друга на расстоянии примерно 200 кХ, а сдвиг вдоль каждой линии скольжения происходит на длину примерно в 2000 кХ.
142
Пластическая деформация и рекристаллизация
Полосы скольжения распределяются на поверхности кристалла равномерно, почти через одинаковые промежутки, а области между ними пластической деформации практически не подвергаются.
Все это и выявляет качественную сторону механизма пластической деформации; для объяснения же количественной его стороны привлекается теория дислокаций.
До деформации.
а)
Дислокация
6)
Дислокация
6)
Фиг. 90. Модель из роликов, иллюстрирующая перемещение дислокации вдоль плоскости скольжения при сдвиге (Юм-Розери).
Теория дислокаций позволяет обнаружить причину низкой прочности реальных кристаллов металлов в сравнении с полученной из теоретических расчетов. Присутствие в реальных кристаллах металлов, окруженных напряжениями дислокаций, постепенное перемещение которых требует сравнительно небольших усилий и способствует сдвигам на плоскостях скольжения, сильно облегчает протекание пластической деформации и в сотни и даже тысячи раз снижает прочность металлов.
Наглядно это можно показать путем моделирования. Например, модель из роликов, связанных эластичной нитью и помещенных друг над другом (фиг. 90, а), показывает положение двух смежных рядов атомов иа плоскости скольжения. Каждый ролик входит в углубление, образованное смежным рядом роликов, и для перемещения их относительно друг друга, т. е. скольжения, требуется большое усилие Для осуществления сдвига между смещенными рядами атомов в кристаллической решетке металла, где на 1 см2 приходится 1014 атомов, требуется еще большее уси
Пластическая деформация монокристаллов
143
лие. Допустим, что в верхнем ряду роликов имеется дислокация, отмеченная скобкой (фиг 90, 6), которая заключается в том, что упругая нить, связывающая пять верхних роликов, растянута и они занимают место шести роликов, находящихся под ними Наличие такой дислокации позволяет осуществлять сдвиг верхнего ряда роликов относительно нижнего путем небольшого усилия благодаря постепенному перемещению дислокации вдоль плоскости сдвига (фиг 90. в), выхода ее наружу и исчезновению (фиг 90. г).
Как показывает эта модель, для образования дислокации требуется значительная затрата энергии и каждая дислокация окружена полем упругих напряжений что и облегчает ее перемещение.
Поэтому и наличие дислокации на плоскости скольжения кристаллической решетки металла позволяет произвести сдвиг на ней также путем постепенного перемещения дислокации вдоль направления скольжения, выхода ее наружу и исчезновения, что потребует во много раз меньшего усилия.
Основной причиной очень низкой прочности металлических кристаллов является также наличие у них источников дислокаций типа Фран-ка-Ридач которые обладают
способностью «образовывать» дислокации при приложении сравнительно небольших напряжений. Дислокаций при этом образуется чрезвычайно много, например плотность дислокаций в отожженном металле изменяется примерно от 10е до 108 дислокаций на 1 см2, а после пластической деформации она увеличивается примерно до 1012 дислокаций на 1 см2.
Следующие факторы препятствуют действию источника дислокаций: во-первых, атомы примесей, частицы посторонних включений и дислокации, пересекающие плоскость скольжения; во-вторых, затруднения с распространением скольжения от одного зерна к другому. Помимо этого, изгиб линии дислокации до кривизны, необходимой для образования петель источника Франка-Рида, требует приложения к кристаллу достаточных напряжений.
Двойникование. Кроме скольжений, при пластической деформа ции происходит двойникование, заключающееся в сдвиге части данного зерна металла в другое положение, симметричное оставшейся части, относительно плоскости двойникования. Модель процесса двойникования может быть представлена в виде колоды карт, которая перекашивается в одну сторону (фиг. 91, а). Затем верхнюю часть колоды перекашивают в обратную сторону на двойной угол (фиг. 91, б). Конечно, при таких перекосах отдельные карты, изображающие слои атомов, скользят относительно друг друга.
Двойникование часто наблюдается в структуре металлов, например у меди, у сплавов меди с цинком (латунью), у аустенита и т. д.
Разрушение. Разрушение — отделение одной части кристалла от другой — происходит в результате падения пластичности металла
144
Пластическая деформация и рекристаллизация
при развитии процесса пластической деформации и упрочнения плоскостей скольжения. Металл становится хрупким, и в нем появляются ультрамикроскопические трещины, которые постепенно разрастаются.
Фиг. 92. Схема скопления дислокаций у препятствия.
Причиной зарождения таких трещин и концентрации вокруг них напряжений, вызывающих разрастание и последующее разрушение, вероятно, может быть скопление дислокаций у препятствий (фиг. 92). При повышенных температурах разрушение металла начинается с мест скопления вакансий (см. гл. XV).
2. ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ ПОЛИКРИСТАЛЛОВ
Структура образцов или деталей из металлов и сплавов обычно состоит не из одного, а из многих кристаллических зерен, по-раз-
Фиг. 93. Разрыв образца из нескольких зерен.
ному ориентированных. Пластическая деформация в поликристалли-ческих телах осложняется разным направлением возможных плоскостей скольжения в разных зернах, несовершенствами строения кристаллической решетки и присутствием примесей на границах зерен. Кроме уже описанных скольжений, двойникований, перемещений атомов и разрушений в каждом зерне, зерна поворачиваются и скользят относительно друг друга.
Опыты показывают, что при обыкновенной температуре связь между зернами прочнее, чем сами зерна, а пластическая деформация и разрушение происходят внутри самих зерен. Например, металлический образец из нескольких зерен после испытания на разрыв имеет на их границах утолщения (фиг. 93), напоминающие узлыбамбука.
Пластическая деформация поликристаллов
145
Появление этих утолщений объясняется упрочнением металла на границах зерен, которое обусловливается рядом причин: изменением направлений скольжения от зерна к зерну, несовершенствами строения решетки и присутствием примесей. Помимо этого, образование сплошной плоскости скольжения в поликристаллическом металле затруднено наличием многих различно ориентированных зерен. Поэтому один и тот же металл при мелкозернистом строении имеет повышенную прочность по сравнению с крупнозернистым вследствие упрочняющего действия границ и разного направления плоскостей скольжения у различно ориентированных зерен.
Фиг. 94. Схема структуры наклепанного металла.
При повышении температуры границы между зернами вследствие увеличения на них дислокаций, вакансий и смещенных в межузлия атомов, способствующих тепловому движению атомов и облегчающих вязкое течение, могут оказаться слабее самих зерен. Тогда при нагрузках, превышающих предел прочности, разрушение будет происходить по границам зерен, а не через зерна.
Микроскопические, физические и особенно рентгенографические исследования обнаруживают, что в результате пластической деформации поликристаллические тела претерпевают ряд изменений.
1.	Зерна наклепанного поликристаллического металла разламываются на ряд отдельных блоков (фиг. 94) с относительно совершенной структурой решетки, соединенных искаженными областями границ, на которых и сосредоточено большое количество дислокаций и других несовершенств, расположенных произвольно. Образование такой структуры у наклепаннсго металла является результатом сосредоточения дислокаций, вакансий, смещений и примесей на полосах скольжения. Размер блоков уменьшается по мере увеличения обжатия при пластической деформации и изменяется от 0,6 мк для меди до 6 мк для свинца и соответствует наименьшему расстоянию между полосами скольжения. Для алюминия, прокатанного при комнатной температуре, это расстояние равно 2 мк, что согла-
10 Болховитинов Н. Ф. 302
146
Пластическая деформация и рекристаллизация
суется с измерениями, проведенными как под электронным, так и под оптическим микроскопом.
2.	Создается предпочтительная ориентация решетки у образовавшихся блоков, называемая текстурой деформации, например при прокатке стали они как бы вытягиваются диагональю куба (ПО) вдоль направления прокатки, что создает ярко выраженную анизо-
Фиг. 95. Модель, показывающая возникновение остаточных напряжений.
тропность листа.
3.	Образуются внутренние напряжения. Неравномерность деформации, искажения кристаллической решетки, изменения внешней формы зерен создают внутренние напряжения в холоднообработаином металле, играющие очень большую роль.
Появление остаточных напряжений наглядно объясняется при помощи модели равностороннего треугольника (фиг. 95)
с шарнирами на углах, укрепленного одной стороной жестко и с вы-
сотой, перпендикулярной к жестко закрепленной стороне. Модель
изготовлена из стержней одинакового сечения и материала. При нагрузке Р, приложенной к вершине треугольника, материал стержня h может перейти предел текучести и получить остаточную (пластическую) деформацию, в то время как материал стержней а и b будет еще находиться в пределах упругой деформации. После снятия нагрузки вследствие остаточной деформации стержень h окажется сжатым, а боковые стержни а и b — растянутыми.
Влияние холодной деформа- Фиг. 96. Линии скольжения в микро-ции на структуру и свойства структуре чистого алюминия, растяну-металлов. После пластической того с удлинением в 0,6%; Х200 деформации поликристалличе-	по ’ инк’
скоготела следы плоскостей скольжения на его поверхности образуют линии скольжения. Например, структура чистого алюминия, не имеющего до пластической деформации линий скольжения, после растяжения судлинением 0,6% обнаруживает типичные линии скольжения (фиг. 96), которые в разных зернах имеют разное направление.
Упрочнение металлов, происходящее благодаря пластической деформации при процессах холодной обработки давлением (холод-
ная прокатка, холодная штамповка, протяжка, волочение), называется наклепом (нагартовкой).
Испытания мягкой стали после холодной обработки с различными степенями обжатия (т. е. деформации) показывают, что по мере
Пластическая деформация поликристаллов
147
увеличения обжатия, а следовательно и наклепа, предел прочности на растяжение аь возрастает, а относительное удлинение б падает (фиг. 97).
Обжатие выражается в процентах как отношение
100°/о, /о
где f0 — первоначальная площадь поперечного сечения материала; fi — площадь сечения после деформации.
Фиг. 97.
а — примерное влияние холодной обработки иа механические свойства мягкой стали; б — зависимость предела прочности металла от числа дефектов в его решетке.
Упрочнение в результате холодной деформации (наклепа) объясняется образованием большого количества дислокаций, которые тормозят перемещения друг друга и увеличивают прочность и твердость металла. Все, что препятствует перемещению дислокаций, например, группы атомов примесей, находящиеся в «атмосферах Коттрелла» у дислокаций, неподвижные дислокации и мельчайшие частички химических соединений, затормаживающие движение дислокаций, также упрочняют кристаллы металлов и сплавов.
Вязкое течение металлов. При обычной температуре деформация металлов имеет явно выраженный пластический характер.
При повышенных температурах, усиливающих колебание атомов и ксличество дефектов решетки, особенно на границах зерен, деформация металлов приобретает смешанный характер и зависит в значительной степени от времени. Пластическая деформация сочетается здесь с вязким течением.
Ю*
148
Пластическая деформация и рекристаллизация
При комнатной температуре вязкое течение наблюдается у аморфных тел. Оно похоже на тепловое движение и сводится к постепенному перескакиванию отдельных атомов с одного места на другое. Вязкое течение зависит от времени и температуры. Например, твердая смола по прошествии известного времени растекается под влиянием собственной тяжести, превращаясь в лепешку, а стеклянная палочка, лежащая длительное время на двух опорах, дает остаточный прогиб. Смешанный характер деформации металлов при повышенных температурах подтверждается существованием явления ползучести, т. е. способностью металла деформироваться под влиянием постоянной длительной нагрузки.
После длительной работы в условиях повышенных температур детали изменяют свои размеры даже при небольших нагрузках. Ползучесть наблюдается у стали паровых котлов, аппаратуры для крекинга нефти ит. д. Она зависит от времени, что указывает на упомянутое выше сочетание пластической деформации и вязкого течения.
В отличие от пластической деформации вязкое течение похоже на тепловое движение при изменении температуры и в зависимости от нее соответственно увеличивается или уменьшается. Например, тепловое движение в аморфном теле (загустевшей жидкости) не является грубо беспорядочным, как у газов, а представляется в виде колебания атомов около постоянных центров. При действии некоторой силы отдельные атомы увеличивают размах своих колебаний и меняются местами. В результате и происходит вязкое течение. Так как перемена мест атомов — процесс, протекающий во времени постепенно, то величина течения зависит от продолжительности действия напряжения.
Прочность металлов. Прочность металлов, вычисленная с учетом одновременного разрыва сил связи между атомами или одновременного полного скольжения по всей плоскости скольжения зерна, во много раз превышает реальную прочность металлов, полученную при их механических испытаниях. Сила атомной связи определяется рядом физических величин — энергией испарения, амплитудой колебаний атомов в решетке, энергией активации и ближайшим расстоянием между атомами.
Дислокации, находящиеся на плоскостях скольжения, перемещаются постепенно и требуют для этого небольшого усилия, одновременного разрыва атомных связей при этом не происходит. Поэтому наивысшей, приближающейся к теоретической прочностью будут обладать металлы или совсем без дислокаций или с заторможенными и не размножающимися дислокациями, т. е. нитевидные кристаллы или «усы». Например, можно вырастить нитевидный кристалл железа толщиной около 1 мк и длиной 2,5 мм при восстановлении водородом или цинком его хлористых или бромистых солей; при этом рост такого кристалла будет происходить вокруг единственной дислокации, расположенной в центре вдоль его оси, которая по окончании роста может из него выйти.
Пластическая деформация поликристаллов
149
Испытания механических свойств нитевидных кристаллов железа обнаруживают у них чрезвычайно высокий предел прочности — до 1300 кГ/мм1 и необыкновенное упругое удлинение — до 5%.
Нитевидные кристаллы могут получаться ие только путем восстановления их из солей металлов (галоидов), но и при росте на металлопокрытиях из олова, кадмия или цинка, а также при конденсации из паров и т. д. Лет 10 назад наблюдались массовые случаи нарушения работы из-за коротких замыканий в конденсаторах и океанских кабелях вследствие образования крошечных металлических нитей, т. е. нитевидных кристаллов, перекрывающих критические воздушные зазоры, что и послужило толчком к подробным и всесторонним их исследованиям.
Препятствием к практическому применению металлов, свободных от влияния дислокаций, т. е. нитевидных кристаллов, являются их малые размеры. При увеличении их до 0.25 мм толщины и до 100 мм длины оказалось, что в них появляется много дислокаций и прочность их значительно снижается. Поэтому нитевидные кристаллы в настоящее время можно применить только в виде плетеных тросов или в виде ткани, преимуществом которых является их необычно высокая прочность.
Аллотропическое превращение a-железа в у-железо в нитевидном кристалле при отсутствии дислокаций происходит с чрезвычайными затруднениями: оно требует значительного перегрева и времени и сопровождается сильной деформацией. При этом аллотропическое превращение происходит постепенно и наблюдается перемещение границы а-фазы вдоль нитевидного кристалла
В основном прочность металлов зависит от препятствий скольжению и определяется следующими четырьмя явлениями:
1)	числом дислокаций и других дефектов в их кристаллической решетке (фиг. 97, б); при возрастании и плотности дислокаций снижается прочность только до определенного предела, выше которого металл снова начинает упрочняться, так как при избытке дислокаций они препятствуют перемещению друг друга и тем затрудняют пластическую деформацию;
2)	искажением кристаллической решетки, которое создается как при пластической деформации, так и при термической обработке;
3)	мелкозернистостью, обусловливающей изменение направления плоскостей скольжения от зерна к зерну, что затрудняет образование сплошных плоскостей скольжения; дополнительным упрочняющим фактором у мелкозернистого металла является наличие многочисленных границ зерен, где несовершенства кристаллической решетки и примеси также препятствуют скольжениям;
4)	присутствием субмикроскопических мелких твердых частиц (обычно химических соединений), действующих как шипы и тормозящих движение на плоскостях скольжения; упрочняющее действие данного количества твердого материала, рассеянного среди зерен металлической основы, очень сильно зависит от размеров частиц, — тогда как большое количество субмикроскопических мелких частиц хорошо препятствует скольжениям, немногие большие частицы оставляют большинство плоскостей незаторможенными и, следовательно, упрочняют металл значительно меньше.
Особенно сильно упрочняют металлы мельчайшие твердые частицы, имеющие кристаллохимическую связь с металлической основой, например цементит и карбиды в стали.
150
Пластическая деформация и рекристаллизация
3.	РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ
Рекристаллизацией называется процесс освобождения деформированного металла или металлического сплава от искажений и дефектов его кристаллической структуры, сопровождающийся снятием внутренних напряжений, образованием новых равноосных зерен взамен деформированных обломков, дальнейшим ростом зерна, снижением твердости и увеличением пластичности.
Для рекристаллизации каждого металла или сплава необходима определенная температура. Процесс рекристаллизации наблюдается в следующих основных случаях:
1)	при отжиге холоднокатаного, волоченого или штампованного (наклепанного и упрочненного) металла для увеличения его пластичности, снижения твердости и одновременного освобождения от внутренних напряжений; такой отжиг может быть или промежуточным (межоперационным), или окончательным;
2)	при горячей прокатке, ковке или штамповке одновременно с процессом деформации и после него.
Процесс рекристаллизации можно изучать путем исследования микроструктуры, однако наиболее точными и совершенными методами его исследования являются физические и рентгенографические. Наклепанный металл содержит большое количество несовершенств в своей кристаллической решетке — дислокаций, вакансий и смещений. Количество свободной энергии после наклепа возрастает. Стремление к уменьшению запаса свободной энергии у наклепанного металла и является основной движущей силой рекристаллизации, состоящей из ряда процессов, происходящих в его структуре во время отжига. В продолжение рекристаллизационного отжига происходят следующие, накладывающиеся друг на друга, процессы: возврат первого рода; возврат второго рода или полигонизация; рекристаллизация первого рода или рекристаллизация обработки; рекристаллизация второго рода, или собирательная.
Возврат первого рода. Возвратом первого рода называется процесс, происходящий в деформированном и нагретом до невысоких температур металле, который вызывает снятие части внутренних напряжений и устранение упругих напряжений и искажений кристаллической решетки в пределах одного зерна, которое обычно не сопровождается пластической деформацией. При этом происходит частичное возвращение решетки в нормальное состояние и частичное возвращение первоначальных свойств.
Возврат первого рода связан с изменением точечных несовершенств вследствие их сравнительно легкого перемещения в решетке. При этом происходит перемещение вакансий в дислокации, комбинирование вакансий с атомами, смещенными в межузлия, образование пар и групп вакансий. Здесь характерно понижение электросопротивления, которое зависит от точечных несовершенств, изменение же механических свойств и микроструктуры незначительно,
Рекристаллизация
151
так как на них эти несовершенства влияния почти не оказывают.
Возврат второго рода, или полигонизация. Возвратом второго рода, или полигонизацией, называется процесс, происходящий при несколько большем нагреве однородно деформированного металла, который также уменьшает упругие напряжения и искажения решетки, но сопровождается пластической деформацией.
При возврате второго рода в деформированном металле (фиг. 98, а) происходит планомерное перемещение дислокаций и группировка дислокаций в ряды (фиг. 98, б), образующие границы (стенки) блоков, взаимно ориентированных по близким углам; при этом дислокации противоположных знаков погашаются. В результате
Фиг. 98. Схема полигонизации кристалла:
д — образование дислокаций при изгибе; б — перемещение дислокаций и создание блоков мозаики (Форти).
кристаллические зерна металла оказываются разделенными на ряд малых блоков, повернутых относительно друг друга на малый угол, но обладающих совершенной решеткой.
Затем происходит диффузионное перемещение (восхождение) дислокаций перпендикулярно их плоскостям скольжения. Оно гораздо затруднительнее их перемещения на плоскостях скольжения, поэтому требует тепловой активизации и идет при температурах, когда обнаруживается достаточная скорость самодиффузии. Примеси в технических металлах задерживают перемещение дислокаций и явление полигонизации.
Блоки и границы между ними в виде точек наблюдаются в микроструктуре металла после полигонизации (фиг. 99, а), например в структуре монокристалла алюминия после его небольшой вытяжки и отжига. Особенно хорошо границы блоков и точки на них обнаруживаются в микроструктуре полигонизированного алюминия при освещении в темном поле (фиг. 99, б).
Первичная рекристаллизация. Первичной рекристаллизацией, или рекристаллизацией обработки, называется процесс, происходящий при нагреве деформированного металла до температур, вызывающих непрерывное зарождение новых кристаллических центров и рост зерен вокруг них, протекающих за счет деформированных кристаллов. Деформированная структура целиком заменяется новыми
152
Пластическая деформация и рекристаллизация
зернами, вследствие чего наступает резкое изменение механических свойств металла; твердость и прочность падают, а пластичность возрастает.
Первичная рекристаллизация является типичным кристаллизационным процессом, при котором в деформированной структуре происходит непрерывное зарождение кристаллических центров (зародышей) и рост зерен вокруг них. Ориентация новых зерен
б)
Фиг. 99. Микроструктура монокристалла (зерна) алюминия после полигонизации (Ж. Монтюэлль):
а — освещение обычное; б — освещение в темном поле.
произвольна и получается независимой от ориентации окружающей деформированной среды.
В результате первичной рекристаллизации наблюдается полное освобождение металла от внутренних напряжений и резкое снижение твердости и прочности при одновременном увеличении пластичности.
Кинетика процесса первичной рекристаллизации существенным образом отличается от кинетики процесса возврата, при котором скорость процесса — вначале наибольшая, затем постепенно затухает. В отличие от этого процесс первичной рекристаллизации сначала идет с очень малой скоростью, наблюдается так называемый инкубационный или подготовительный период, когда зарождаются центры новых зерен; затем скорость увеличивается и, наконец, после достижения непосредственного соприкосновения растущих зерен скорость резко уменьшается и процесс заканчивается.
Рекристаллизация
153
Исследование микроструктуры показывает, что в деформированной структуре (фиг. 100, а), при рекристаллизации первые новые равноосные мелкие зерна появляются лишь после известной выдержки при нагреве (фиг. 100, б). При дальнейшем увеличении выдержки эти новые зерна (фиг. 100, в) постепенно растут, как бы поглощая деформированные окружающие кристаллы, и, наконец, входят в непосредственное соприкосновение друг с другом; процесс их роста тормозится, — первичная рекристаллизация заканчивается (фиг. 100, г).
Центры рекристаллизации появляются в местах, где после холодной деформации накопился наибольший запас свободной энергии. Чем больше деформация и чем больше упрочнение, тем больше образуется центров рекристаллизации. Большей частью такими центрами бывают мельчайшие посторонние частички и двойники деформации.
Самая низкая температура, при которой под микроскопом обнаруживаются новые зерна, называется порогом рекристаллизации, или температурой рекристаллизации.
Необходимо отметить, что первичная рекристаллизация завершается не при определенной температуре, а в известном интервале температур.
А. А. Бочвар указал на следующую приближенную зависимость между абсолютной температурой рекристаллизации и абсолютной температурой плавления чистых металлов: Т° рекристаллизации = = 0,4 Т° плавления.
Примерные температуры рекристаллизации важнейших металлов следующие: железо 450°, медь 270°, алюминий и магний 150°, вольфрам 1200°, цинк и кадмий 20°, олово и свинец ниже 20°.
Так как установленная зависимость является ориентировочной, то температура рекристаллизационного отжига обычно назначается значительно выше температуры рекристаллизации, например для железа и низкоуглеродистой стали около 650—700°.
Температура рекристаллизации для каждого металла не является постоянной величиной. Она зависит еще от следующих факторов:
1)	степени деформации, — чем меньше деформация, тем меньше запас свободной поверхностной энергии в металле, поэтому зарождение центров кристаллизации и рост вокруг них новых зерен затрудняются; все это повышает температуру рекристаллизации;
2)	времени выдержки при температуре рекристаллизации, — чем больше время выдержки, тем легче завершается процесс рекристаллизации;
3)	исходной величины зерна, — при наличии крупного зерна в металле легче деформировать последний и поэтому запас его свободной поверхностной энергии после определенной деформации будет меньше; следовательно, температура рекристаллизации для металла с крупным зерном будет выше, чем для мелкозернистого;
154
Пластическая деформация и рекристаллизация
г)	&
Фиг. 100. Кинетика процесса рекристаллизации холоднокатаной латуни при 5S0' и выдержке:
а — 0 сек.; б — 3 сек.; в — 4 сек.; г — 8 сек.; д — 1 час.
Рекристаллизация
155
4)	примесей, которые, присутствуя в виде мельчайших частичек,
препятствуют росту новых зерен.
Вторичная (собирательная) рекристаллизация. Новые зерна после
заполнения ими всего объема металла мелки, неоднородны и термодинамически неустойчивы, так как их суммарная поверхность очень велика и запас свободной поверхностной энергии большой.
Опыт показывает, что при увеличении выдержки и дальнейшем повышении температуры рост зерен продолжается (фиг. 100, д);
характер этого процесса, называемого вторичной или собирательной
рекристаллизацией, принципиально отличается от первичного процесса рекристаллизации, где процесс образования новых кристаллов определяется наличием зародышей центров кристаллизации. При вторичной рекристаллизации происходит обычный рост зерен.
При вторичной рекристаллизации растут в первую очередь вогнутые участки наиболее крупных зерен за счет выпуклых участков более мелких зерен. При этом могут
Фиг. 101. Пространственная диаграмма рекристаллизации для железа.
быть такие условия, что одно и то же зерно может, с одной стороны, как бы поглощать соседнее зерно, а с другой, — как бы поглощаться соседним зерном. Необходимая для роста зерен разница в их размерах и форме при вторичной рекристаллизации создается либо неравномерным наклепом, либо различной ориентацией кристаллов, либо неравномерным распределением вещества, препятствующего
росту.
По мере выравнивания размеров зерен и выправления их границ скорость вторичной рекристаллизации уменьшается и, наконец, процесс рекристаллизации прекращается.
Диаграммы рекристаллизации. Зависимость между величиной зерна, степенью деформации и температурой обычно выражается в виде пространственных диаграмм рекристаллизации для разных металлов и сплавов, одна из которых например для железа, приведена нафиг. 101. Такие диаграммы в настоящее время существуют для многих металлов и сплавов, и в них установлена зависимость между величиной зерна после отжига, измеряемой в мк2, степенью деформации, определяемой в процентах обжатия в холодном состоянии, и температурой нагрева. Между гем, размер зерна после рекристаллизационного отжига зависит еще от продолжительности нагрева, наличия препятствий и размера исходного зерна. Таким образом, несмотря на свою наглядность, пространственные диаграммы рекристаллизации не учитывают ряда факторов, имеющих важное производственное значение.
Плоские сечения таких пространственных диаграмм, отвечающие постоянной температуре рекристаллизации, например при мягкой стали (фиг. 102), указывают на гигантский рост зерна при небольших обжатиях. Степень обжатия, после которой
156
Пластическая деформация и рекристаллизация
рекристаллизационный отжиг вызывает гигантский рост зерна, называется критическим наклепом (критическая степень деформации).
Указанное явление объясняется тем, что при больших обжатиях образуется большое количество равномерно распределенных центров рекристаллизации. Зерна получаются мелкими и однородными, без контрастов в размерах и обладают малой
способностью к росту.
При малых обжатиях рост зерна затрудняется из-за недостатка рекристаллизационных центров. Критический наклеп создает неоднородность распределения центров рекристаллизации и условия для гигантского роста зерна. Поэтому при холодной прокатке листовой стали на металлургических заводах применяют обжатия от 30 до 60% или, если оборудование завода этого не позволяет, дают незначительное обжатие в 1—2%, чтобы не получить при обжатии 7—15% критического наклепа, приводящего при отжиге кочень большой крупнозернистости, низким механическим свойствам и плохой штам-пуемости листов. При межоперационном рекристаллизационном отжиге полуфабри-
Величина обжатия
Фиг. 102. Размер зерна в зависимости от степени деформации.
катов в прессовых цехах машиностроительных заводов может получиться местный гигантский рост зерна вследствие неоднород юсти деформации при холодной штамповке и местного критического наклепа. Местная крупнозернистость при дальнейшей вытяжке вызывает разрыв изделий и брак. Для устранения этого рекомендуется применять и для мягкой листовой стали в качестве межоперационной обработки не рекристаллизационный отжиг, а нормализацию (см. ниже).
4.	ВЛИЯНИЕ ГОРЯЧЕЙ ОБРАБОТКИ ДАВЛЕНИЕМ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ
Изменения в структуре металлов под влиянием горячей обработки давлением. В отличие от холодной обработки при горячей механической обработке одновременно с процессом пластической деформации происходит рекристаллизация, которая продолжается и после окончания деформации, пока температура не упадет ниже температуры рекристаллизации. Однако один нагрев металла перед обработкой еще не характеризует горячей обработки; например, ковку вольфрама, нагретого до 1000°, следует рассматривать как холодную обработку, так как температура его рекристаллизации 1200°, а свинец и олово рекристаллизуются ниже 20°, поэтому обработка их давлением при комнатной температуре подходит под определение горячей обработки.
Практические температуры горячей обработки давлением для углеродистой стали (табл. 9) с целью обеспечения необходимой пластичности гораздо выше температуры рекристаллизации железа (450°), при которой оно недостаточно пластично. Эти температуры устанавливаются опытным путем. Такие же температуры установлены и для легированных сталей и сплавов меди, алюминия, магния и т. п.
Влияние горячей обработки давлением на структуру
157
Таблица 9
Температура ковки и горячей штамповки углеродистых сталей
Содержание углерода в °/0	Температура ковки и горячей штамповки в °C	
	начала	конца
0,1—0,3	1200—1150	800—850
0,3—0,5	1150—1100	800—850
0,5—0,9	1100—1050	800—850
0,9—1.5	1050—1000	800—850
При горячей обработке, например прокатке, металл уплотняется и многие пороки слитков (пустоты, газовые пузыри, трещины и пр.) завариваются. С повышением температуры горячей обработки давлением в результате увеличения подвижности атомов на механизм пластической деформации накладывается явление диффузии.
Напряженное состояние, связанное с плотностью дислокаций, по исследованиям С. Т. Конобеевского, определяет направление диффузии: атомы с большим диаметром перемещаются в зону растянутой кристаллической решетки; такое явление называется восходящей диффузией. Кроме того, в чистом металле перемещаются его же атомы, что называется самодиффузией. При этом атомы из сильно напряженных участков перемещаются в менее напряженные и тем постепенно выравнивают напряжения.
Явления восходящей диффузии и самодиффузии относятся к механизму термической пластичности, так как определяются напряженным состоянием металла. При этом перемещения атомов происходят гораздо легче по границам зерен и мозаичных блоков, по плоскостям скольжения и вблизи их, т. е. всюду, где находятся дислокации, вакансии и другие несовершенства решетки.
При горячей деформации сложных сплавов с двумя или несколькими фазами увеличивается взаимная растворимость фаз или процессы выделения из твердых растворов и т. д.
Таким образом, по сравнению с механизмом холодной обработки горячая деформация осложняется рядом дополнительных изменений в структуре металла.
Прокатка и ковка создают у стали и других сплавов волокнистое строение (фиг. 103, а). Дендриты и крупные зерна литого слитка раздробляются с получением удлиненных осколков (волокон), направленных вдоль прокатки; междендритные пространства, более богатые примесями и содержащие неметаллические включения, также деформируются и образуют волокна, которые при травлении макроструктуры быстрее разъедаются и темнеют.
Механические свойства прокатанного или кованого металла будут различны в разных направлениях. Например, у стали они обыкновенно выше вдоль направления прокатки и ниже поперек,
158
Пластическая деформация и рекристаллизация
так как протравившиеся темные, более богатые вредными примесями и неметаллическими включениями волокна отличаются меньшей вязкостью. Если нагружение деталей производится вдоль этих волокон, то сопротивление удару и пластичность их резко снижаются.
а — пруток; б — зуб шестерни с правильным расположением волокон; в — зуб шестерни с неправильным расположением волокон.
Путем ковки и горячей штамповки стремятся получить такое распределение волокон, чтобы напряжения действовали не параллельно их направлению, а перпендикулярно. Например, у зуба шестерни, полученного из заготовки путем высадки на ковочной машине
а)	б)
Фиг. 104. Макроструктура поковок коленчатого вала:
а — с правильным расположением волокон; б —с неправильным расположением волокон.
(фиг. 103, б), волокна идут, не прерываясь, через зуб и направлены поперек действия нагрузки. При неправильной ковке (фиг. 103, в), когда волокна оказались как бы перерезанными, зуб шестерни может сломаться у основания по непрочному волокну, обогащенному примесями и неметаллическими включениями.
В коленчатом валу волокна должны изгибаться и идти соответственно его контуру (фиг. 104, а). Прежде коленчатые валы изготовляли не ковкой, а только механической обработкой, т. е. вырезали их из плоской заготовки, в результате чего получалось неправильное расположение волокон в макроструктуре (фиг. 104, б), что и являлось причиной частой поломки таких валов, особенно при загрязнении стали вредными примесями.
Внутренние напряжения
159
Таким образом, поковки должны обладать хорошей макроструктурой, и при наладке процесса их горячей штамповки и высадки всегда следует проверять макроструктуру поковок в отношении расположения волокон,
5.	ВНУТРЕННИЕ НАПРЯЖЕНИЯ
Напряжения, уравновешивающиеся внутри тела без приложения внешней нагрузки, называются внутренними или собственными.
Для образования внутренних напряжений необходимо создание разницы в объемах взаимодействующих между собой частей или слоев металла изделия.
Внутренние напряжения по своему происхождению могут быть временными и остаточными. К временным относятся те напряжения, которые исчезают после устранения вызвавшей их причины, например, тепловые напряжения, уничтожающиеся после выравнивания температуры в разных частях тела. Если временные напряжения настолько велики, что успевают превысить предел упругости и вызвать пластическую деформацию, то они уже будут остаточными.
Внутренние напряжения оказывают большое влияние не только на прочность металлов и сплавов, но и, изменяя запас свободной энергии и ее распределение, определяют формирование структуры, влияют на процессы кристаллизации, фазовые превращения, диффузию и все процессы, происходящие в структуре металлов и сплавов.
Впервые количественное измерение внутренних напряжений было сделано русским артиллерийским инженером Н. В. Калакуцким, который в 1887 г. опубликовал монографию «Исследование внутренних напряжений в чугуне и стали». Он разработал метод определения остаточных напряжений в орудийных стволах. Разрезая диски на ряд концентрических колец, Н. В. Калакуцкий определял при помощи прибора собственной конструкции деформации диаметра колец, возникающие после их разрезки. Затем по этим деформациям он подсчитывал остаточные напряжения. Сначала Н. В. Калакуцкий сразу разрезал диск на несколько колец, затем стал постепенно отрезать по одному кольцу и дополнительно измерять диаметр остающегося диска. При этом отдельные концентрические кольца разрывались в двух-трех местах, что бесспорно доказывало наличие в них внутренних (остаточных) напряжений.
Позднее обширные работы в области экспериментального и теоретического исследования внутренних напряжений были проведены Н. Н. Давиденковым, который разработал ряд методов для их определения.
Классификация внутренних напряжений. Внутренние напряжения могут быть первого, второго и третьего родов в зависимости от объема, в котором они уравновешиваются.
Напряжения первого рода уравновешиваются в пределах крупных объемов данного тела. Такие напряжения определяются механическим или рентгенографическим способом.
160	Пластическая деформация и рекристаллизация
К внутренним напряжениям первого рода относятся термические напряжения, получающиеся при быстром охлаждении с высоких температур деталей сложной формы, что вызвано неоднородностью пластической деформации, вызываемой объемными измерениями вследствие разницы температур в разных частях детали. К ним относятся, например, термические напряжения при нагреве и закалке стали или литейные напряжения в чугунных отливках. После механической обработки литейные напряжения благодаря удалению наиболее напряженных поверхностных слоев вызывают коробление или деформацию.
Структурные напряжения, возникающие в деталях при фазовых превращениях, также относятся к напряжениям первого рода. Например, причиной образования структурных напряжений при закалке стали является изменение объема деталей и пластическая деформация, вызываемая различными удельными объемами получаемых при этом структур.
При термической обработке, например закалке, при химикотермической обработке или сварке термические и структурные напряжения суммируются. Величина этих напряжений зависит от скорости охлаждения, температуры нагрева, величины аустенитного зерна и теплопроводности стали.
Внутренние напряжения, вызванные холодной прокаткой, волочением, холодной штамповкой, гибкой, дробеструйным наклепом и механической обработкой, относятся к напряжениям первого рода. К напряжениям первого рода относятся также напряжения неоднородного состояния, которые образуются при соединении деталей с различным модулем упругости или разным тепловым расширением.
Напряжения первого рода могут быть полезными в тех случаях, когда они повышают предел выносливости и долговечность, например напряжения сжатия, образующиеся на поверхности деталей после дробеструйного наклепа, накатки роликами или химико-термической обработки. Однако большей частью напряжения первого рода вызывают хрупкое разрушение, трещины, коробление и понижают прочность деталей. Вредное влияние внутренних напряжений первого рода может проявляться спустя некоторое время после их появления, так же как небольшая внешняя нагрузка, приложенная к детали, может вызвать деформацию или поломку, если эта нагрузка суммируется с уже существующими внутренними напряжениями.
Напряжения второго рода уравновешиваются в объемах порядка одного зерна; их иногда называют кристаллитными.
Напряжения третьего рода уравновешиваются в объеме порядка одной элементарной кристаллической ячейки; их иногда называют элементарными. Напряжения третьего рода являются причиной высокой прочности и твердости стали и других сплавов после термической обработки, так как они вызывают искажение кристаллической решетки.
Внутренние напряжения
161
Внутренние предварительные ’ | напряжения
|| /' Нейтральная ось
Суммарное напряжение
Растяжение
, Напряжение от
! внешней нагрузки
Фиг. 105. Распределение напряжений при изгибе балки, имевшей на поверхности остаточные напряжения сжатия.
Ввиду распределения напряжений второго и третьего родов в очень малых объемах они определяются только рентгенографически.
Методы определения внутренних напряжений. При механическом методе определения внутренних напряжений первого рода детали разрезают и по деформации после разрезки определяют внутренние напряжения. Механический метод требует уничтожения или порчи исследуемой детали и пригоден лишь для деталей простой формы — прутков, труб с осевой симметрией в распределении напряжений и призматических тел, находящихся в линейном напряженном состоянии. Измерения деформации можно производить различными методами — оптиметром, универсальным измерительным микроскопом, проволочными датчиками, акустическим методом и т. д.
Механический метод хотя и требует разрушения деталей, но в настоящее время является наиболее распространенным.
Рентгенографический метод определения внутренних напряжений первого рода заключается в прецизионном измерении упругих деформаций кристаллической решетки. Например, параметр решетки Да в определенном направлении данного участка изменяется на величину Да по сравнению с параметром недеформироваииой решетки. Величина Да определяется по изменению расстояний между линиями на рентгенограммах.
Основным преимуществом рентгенографического метода является воз-
можность определения внутренних напряжений на поверхности детали без разрушения ее, а поверхностные напряжения для конструктора представляют наибольший интерес. Кроме того, этот метод позволяет измерять напряжение в любой точке поверхности при любом, даже и несимметричном, их распределении Однако для закаленных материалов этот метод пока не применяется ввиду нечеткости линий, получаемых на рентгенограммах.
Напряжения второго рода рентгенографически выражаются в том, что линии на рентгенограммах размыты, а напряжения третьего рода — в усилении диффузного фона и в ослаблении интенсивности линий высших порядков на рентгенограммах
Повышение предела выносливости созданием остаточных поверхностных напряжений сжатия. Установлено, что предел выносливости образцов и деталей можно значительно повысить путем создания на их поверхности предварительных напря жений сжатия (накатка роликами, наклеп молотком, дробеструйный наклеп). Напря жения сжатия на поверхности деталей создаются также поверхностным упрочнением например азотированием, цианированием и цементацией или поверхностной высокочастотной, закалкой. Напряжения сжатия можно обнаружить при разрезке деталей и образцов или постепенным удалением внутренних слоев металла и измерением деформации разрезанных частей.
Остаточные сжимающие напряжения весьма полезны: оии уменьшают напряжения растяжения в наиболее уязвимом поверхностном слое (фиг. 105). Повышение сжимающих напряжений не может принести вреда даже в том случае, если они превысят предел текучести материала, так как при действии переменных напряжений при изгибе или кручении опасны напряжения растяжения. Многолетний опыт эксплуатации автомобилей показывает, что разрушение их деталей, подвергаемых переменному изгибу или кручению, как правило, происходит из-за напряжений растяжения и никогда не вызывается напряжениями сжатия. Поэтому вредно только наличие остаточных напряжений растяжения на поверхности. Например при поверхностной высокочастотной закалке могут образовываться высокие остаточные
11 Болховитинов Н. Ф. 302
162
П ластическая деформация и рекристаллизация
напряжения растяжения в месте выхода переходного слоя на поверхность деталей, прочность которых вследствие этого резко понизится.
При шлифовании или даже при полировании на поверхности деталей могут возникнуть внутренние напряжения растяжения, понижающие предел выносливости деталей. Эти напряжения иногда превышают прочность материала и ведут к появлению шлифовочных трещин вследствие нагрева тонкого поверхностного слоя при нажатии шлифовального круга. Нагретый материал на поверхности расширяется и, переходя за предел текучести, пластически деформируется, т. е. растягивается. При остывании детали сжатие растянутого поверхностного слоя вызывает высокие напряжения растяжения.
Различные остаточные напряжения могут возникать в поверхностных слоях также в результате точения, фрезерования, строгания и т. д., особенно при высокой скорости резания, большой подаче и большой глубине резания.
Из сказанного вытекает, что там, где экономически возможно, необходимо напряжения растяжения, вызванные на поверхности деталей механической обработкой, переводить в напряжения сжатия или же устранять полностью, либо частично.
ЛИТЕРАТУРА
Бочвар А. А., Основы термической обработки сплавов, Металлургиздат, 1939.
Калакуцкий Н. В., Исследование внутренних напряжений в чугуне и стали. СПБ. 1887.
Коттрелл А. X., Дислокации и пластическое течение в кристаллах, Металлургиздат, 1958.
Кудрявцев И. В., Внутренние напряжения как резерв прочности в машиностроении, Машгиз, 1951.
Осгуд В., Остаточные напряжения в металлах и металлических конструкциях, И. Л., 1957.
Энциклопедический справочник «Машиностроение», т. 3, Машгиз, 1948.
Internal Stresses and Fatigue in Metals, Symposium, 1958.
Metal Fatigue, ed. Sines G and Waisman J. L., 1958.
Residual Stress Measurements, ASM, 1952.
Sachs G., Foundamental of the Working of Metals, 1954.
ГЛАВА VII
ОСНОВЫ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
Термической обработкой называется совокупность операций нагрева, выдержки и охлаждения металлических сплавов, находящихся в твердом состоянии, с целью изменения их структуры и создания у них необходимых свойств — прочности, твердости, износостойкости, обрабатываемости или особых химических и физические свойств, а также изменения у них напряженного состояния.
В современном машиностроении широко применяют термическую обработку, притом не только для стали и чугуна, но и для многих цветных сплавов.
Применяя сравнительно простые и дешевые металлические сплавы, получают из них, благодаря термической обработке, детали с высокими механическими свойствами.
Основы теории термической обработки были созданы в 1868 г. Д. К. Черновым в его учении о критических точках.
За последние 40—50 лет сильный рост мировой металлургии и развитие новых отраслей машиностроения вызвали широкое применение термической обработки. В связи с этим в СССР и зарубежных странах на заводах, в высших учебных заведениях и в научно- исследовательских институтах появилось много металловедческих лабораторий, хорошо оборудованных, связанных с производством, осуществляющих научное руководство процессами термической обработки и разрабатывающих важнейшие ее теории.
Все это позволило создать ряд основных направлений в теории термической обработки и воспитать многочисленные кадры металловедов-термистов, среди которых насчитываются сотни выдающихся ученых.
1.	ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СПЛАВОВ
Основными операциями термической обработки, охватывающими как сталь и чугун, так и цветные сплавы, являются:
1)	рекристаллизационный отжиг;
2)	отжиг с фазовой перекристаллизацией;
3)	закалка;
4)	отпуск.
Рекристаллизационным отжигом называется операция термической обработки, при которой путем нагрева металла
П*
164
Основы термической обработки
до температуры выше порога рекристаллизации, выдержки и охлаждения полностью или частично устраняются последствия, вызванные наклепом. При рекристаллизационном отжиге взамен деформированных кристаллических зерен образуются и растут новые равноосные зерна, при этом снимаются внутренние напряжения, понижается твердость и увеличивается пластичность металлического сплава.
Рекристаллизационному отжигу подвергаются листы, проволока, трубы и полуфабрикаты из стали, меди, латуни и других
Фиг. 106. Термическая обработка
и диаграммы состояния сплавов.
сплавов. В результате полученные методами холодной обработки давлением твердые и сравнительно хрупкие сплавы становятся мягкими и хорошо деформируемыми.
Отжигом с фазовой перекристаллизацией называется операция термической обработки, при которой путем нагрева металлического сплава выше критических температур (температуры фазового превращения, например выше линии GS на фиг. 106, а), выдержки и последующего медленного охлаждения с заданной скоростью вследствие фазовой перекристаллизации создается устойчивая (равновесная) структура.
Примером отжига с фазовой перекристаллизацией является полный отжиг стали, заключающийся в нагреве крупнозернистых отливок или поковок выше верхней критической точки Лс3, т. е. линии GS на фиг. 106, а. и их охлаждении вместе с печью с целью измельчения зерна и получения требуемых механических свойств.
Закалкой называется операция термической обработки, при которой путем нагрева металлического сплава выше критических температур (температуры фазового превращения например для
Методика исследования превращений в стали
165
стали выше линии GSK на фиг. 106, а или вблизи линии DCE на фиг. 106, б для других сплавов), выдержки и последующего быстрого охлаждения образуется при нагреве и сохраняется после охлаждения неустойчивая структура пересыщенного твердого раствора или структура, состоящая из продуктов превращения твердого раствора различной степени дисперсности (измельчения).
Закалке подвергаются изделия не только из стали и чугуна но и из некоторых цветных сплавов.
Отпуском называется операция термической обработки, при которой путем нагрева металлического закаленного сплава ниже температуры фазового превращения, т. е. линии PSK на фиг. 106, а или DCE на фиг. 106, б, выдержки и последующего охлаждения (обычно на воздухе) из неустойчивой закаленной структуры образуется более устойчивая, происходит изменение механических свойств и твердости, а также снижение внутренних напряжений. Самопроизвольный отпуск, происходящий после закалки при простой выдержке при комнатной температуре, или отпуск при очень низких температурах, например до 100—170°. принято называть старением.
Обычно закалка стали и других сплавов сопровождается или отпуском, или старением и в подавляющем большинстве случаев преследует цель повышения их прочности и износостойкости.
В машиностроении различают первичную и вторичную термическую обработку. Назначение первичной термической обработки — подготовить структуру сплава к последующим операциям механической и окончательной термической обработки. В результате вторичной термической обработки сплав получает окончательную структуру и приобретает необходимые механические и физико-химические свойства.
2.	МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ ПРЕВРАЩЕНИЙ В СТРУКТУРЕ СТАЛИ ПРИ ЕЕ НАГРЕВЕ И ОХЛАЖДЕНИИ
Еще совсем недавно между металловедами существовали большие разногласия относительно теории термической обработки, особенно по вопросу закалки стали. Почти единственным основанием разнообразных и противоречивых теорий закалки стали была диаграмма сплавов железа с углеродом. Новейшие исследования внесли значительно большую ясность в теорию термической обработки стали, например, работы советских металловедов и металлофизиков по вопросам кристаллической природы и механизму образования структур, получаемых при закалке, отпуске и старении стали.
В результате этих исследований современная теория термической обработки оказалась связанной с широким кругом основных проблем металловедения, охватывающих:
1)	изучение процесса образования аустенита как при изотермической (при постоянной температуре) выдержке, так и при
166
Основы термической обработки
непрерывном нагреве, а также изучение кинетики роста зерна аустенита;
2)	исследование перлитного, промежуточного и мартенситного превращений как при изотермической выдержке, так и при непрерывном охлаждении;
3)	исследование превращений в структуре стали при отпуске.
Превращения в структуре стали при ее нагреве или при охлаждении в настоящее время исследуются многими методами; наиболее распространенными среди них являются: микроскопический, дилатометрический, магнитный, рентгенографический и определение твердости, несколько реже применяются термический, электрометрический и другие методы.
Микроскопический метод. При исследовании изменения микроструктуры стали при образовании аустенита тонкий образец нагревается и при определенных температурах его структура фиксируется быстрым охлаждением и затем изучается под микроскопом.
При исследовании превращения аустенита при постоянной температуре подобный же тонкий образец стали нагревается выше верхней критической точки, т. е. до образования аустенитной структуры. После этого нагретый образец быстро погружают в среду с постоянной температурой, лежащей ниже точки Аь например 500°.
Обычно берут ряд таких температур — 700, 650, 600, 550, 500° и т. д. После соответствующей изотермической выдержки при данной температуре образец закаливают в воде. Закалка фиксирует структуру образца.
Для каждой температуры берут несколько образцов и выдерживают каждый из них разное время, например: 0,5; 1; 2; 3; 5; 10; 30 сек., 2 мин. и т. д.
Этот метод требует очень большого количества образцов-микрошлифов и является длительным, но надежным.
Значительно реже исследование кинетики превращений в структуре стали при ее нагреве и охлаждении производится непосредственно при высоких температурах или при глубоком охлаждении в специальных вакуумных камерах, помещаемых на предметный столик микроскопа.
Получение больших увеличений требует применения объективов с малым фокусным расстоянием, измеряемым в десятых долях миллиметра, поверхности которых должны располагаться очень близко к поверхности исследуемого шлифа, а это вызывает опасность порчи линз из-за нагрева или их запотевание при глубоком охлаждении. Кроме того, техника исследования очень сложна и получаемые микрофотографии ие всегда достаточно четки.
Для исследования структур, получающихся после термической обработки, большую пользу приносят применение не только оптического, но и электронного микроскопа, позволяющего получать увеличения в десятки тысяч раз и различать мельчайшие частички, выделяющиеся из твердого раствора при превращении аустенита или при отпуске и старении.
Определение твердости. При этом методе измеряется твердость зафиксированных закалкой структур образцов после превращения как в условиях непрерывного нагрева или охлаждения, так и в изотермических условиях. Образование даже очень небольшого количества твердой или мягкой структурной составляющей хорошо улавливается при определении твердости.
Это простое испытание обычно сопровождает любой метод исследования образования или превращения аустенита.
Для определения твердости отдельных структурных элементов или в различных местах в центре и на границах зерна с успехом применяется метод измерения мнкро-твердости.
Методика исследования превращений в стали
167
Термический метод. В процессах образования и превращения аустенита термический метод является вспомогательным, определяющим температуру превращения н сопровождающим обычно другие методы.
В случае очень быстрого изменения температур, например при высокочастотном нагреве или при закалке в воде, применяются фотопирометры или термоэлектрические пирометры с тонкими термопарами, например из проволоки толщиной не больше 0,5 мм, которые привариваются к образцам; такие термопары соединяются с осциллографами, позволяющими осуществлять безынерционную запись изменения температур быстропротекающих процессов.
Дилатометрический метод. Образование аустенита при нагреве и превращение его при охлаждении связаны с изменением удельного объема, и. следовательно.
можно судить о температуре начала и конца превращения аустенита стали и его кинетике.
Дилатометрический метод отличается весьма малой инерцией, что позволяет применять его для исследования быстропротекающих процессов, например при закалке стали или при ее высокочастотном нагреве.
При исследовании процесса изотермического превращения аустенита образец, установленный в дилатометре и нагретый до аустенитного состояния в одной соляной ванне (фиг. 107, а), переносится вместе с дилатометром для изотермической выдержки в другую соляную ванну — термостат (фиг. 107,6).
По мере выдержки образца в этой ванне при постоянной температуре ниже А, происходит изотермическое превращение аустенита, вызывающее перестройку атомно-кристаллической решетки железа из плотносложенвой в неплотносложенную и изменение длины образца, что регистрируется дилатометром. Полученная при этом дилатометрическая кривая характеризует кинетику изотермического превращения аустенита.
С успехом дилатометрический метод применяет-
Фнг. 107. Схема установки для дилатометрического ис-
ся и для исследования превращения аустенита при
следования изотермического
непрерывном охлаждении, т. е. в условиях, отве- превращения аустенита, чающих обычной заводской термической обра-
ботке.
Магнитный метод исследования основан на том, что аустенит немагнитен, а перлит, феррит и все продукты превращения аустенита магнитны. Этот метод получил наибольшее распространение среди металловедов и имеет ряд крупных
преимуществ.
Наиболее совершенным из существующих в настоящее время приборов для исследования кинетики изотермического превращения аустенита является анизометр системы Н. С. Акулова, который позволяет точно, в крупном масштабе, и непрерывно осуществлять запись кривых изотермического превращения аустенита.
Рентгенографический метод. Метод рентгенографического структурного анализа в последнее время успешно применяется как при исследовании превращений аустенита при закалке, так и при изучении процессов отпуска закаленной стали. Он позволяет исследовать изменения атомно-кристаллической решетки при превра-
щениях.
Электрометрический метод. Образование аустенита ведет к резкому возрастанию электросопротивления, и, наоборот, распад аустенита сильно понижает электросопротивление стали, поэтому по изменению электросопротивления при нагреве и охлаждении можно судить о температурах превращений. Электрометрический метод применяется при изучении образования аустенита как при непрерывном нагреве, так и в изотермических условиях.
168
Основы термической обработки
3.	ОБРАЗОВАНИЕ АУСТЕНИТА
Нагрев стали при термической обработке в большинстве случаев
имеет целью получение структуры аустенита.
Структура доэвтектоидной стали при нагреве до температуры Act состоит из зерен перлита и феррита (фиг. 108). В точке Асг начинается фазовая перекристаллизация перлита, который превращается в мелкозернистый аустенит. Фазовая перекристаллизация вызывается аллотропическим превращением решетки a-железа перлита в у-железо аустенита. При нагреве от температур Ас± до Ас3 избыточный феррит растворяется в аустените. При температуре Ас3 фазовая перекристаллизация закапчивается и весь феррит оказывается растворенным в аустените. Аналогичные превращения протекают и в заэвтектоидной стали. При нагреве до температуры Асг перлит превращается в мелкозернистый аустенит. При дальнейшем нагреве избыточный (вторичный) цементит растворяется в аустените. Выше температуры Ас3 будет только один аустенит. Выше температуры Асу происходит рост зерен аустенита всех сталей (доэв-тектоидных, эвтектоидных и заэвтектоидных) с различной степенью интенсивности для разных сталей.
Уральские ученые пополнили наши обычные взгляды об образовании аустенита представлением о наблюдающемся в процессе нагрева ориентационном соответствии у образующихся зерен аустенита с исходной структурой, приводящем к их текстурованности, т. е. созданию в них предпочтительной ориентации.
Это позволило им объяснить наследственную
...Феррит
..Аустенит
Фиг. 108. Схема изменения структуры стали с содержанием 0,5% С при нагреве.
крупнозернистость излома закаленной стали и обеспечить метод устранения крупнозернистого (камневидного, нафталинового) излома фазовым наклепом текстурованных зерен аустенита, который получается вследствие объемного изменения при превращении a-железа в у-железо.
Последующая первичная рекристаллизация
позволяет устранить текстурованность зерен аустенита и получить мелкозернистую структуру излома. Дальнейший более высокий нагрев, вызывающий вторичную рекристаллизацию, ведет к сильному
росту зерна аустенита.
Образование аустенита
169
Одновременно с процессами образования и роста зерна в аустените идет выравнивание концентрации углерода путем диффузии. Однако следует учитывать, что процесс диффузии в аустените протекает сравнительно медленно, требуя достаточной температуры и времени для выравнивания концентрации углерода по всему объему.
Кинетика и механизм образования аустенита из перлита. Образование аустенита из перлита в эвтектоидной стали или из перлита и феррита в доэвтектоидной, или из перлита и карбидов в заэвтек-тоидной является типичным кристаллизационным процессом, под-
Фиг. 109. Кинетика образования аустенита по границам частиц цементита в зернистом перлите (Х500).
чиняющимся основным законам кристаллизации. Основной движущей силой этого процесса является стремление стали снизить запас своей свободной энергии.
Процесс состоит из зарождения центров кристаллизации (зародышей) аустенита и постепенного роста кристаллов аустенита вокруг этих центров. Центры кристаллизации (зародыши) аустенита прежде всего образуются на поверхности раздела феррита и пластинок или зернышек цементита. Поэтому первые участки аустенита (темные точки на фиг. 109, а) появляются на границах зернышек цементита и феррита, в дальнейшем участки аустенита увеличиваются (фиг. 109. б и в). Это объясняется тем, что в пограничных областях между частицами цементита и ферритной основы сосредоточивается большое количество дислокаций, вакансий, промежуточных атомов, атомов примесей и других несовершенств строения решетки, а также имеется избыток свободной поверхностной энергии. Все это наряду с близостью цементита создает здесь благоприятные условия для диффузии углерода и образования аустенита. Образующийся при этом аустенит имеет около 0,8% углерода.
170
Основы термической обработки
На фиг. 110 приведены результаты микроскопического исследования кинетики возникновения центров кристаллизации аустенита и последующего роста их (светлый — аустенит, темный — перлит).

Фиг. 110. Кинетика образования центров кристаллизации аустенита и его роста в перлитной структуре при 735'1 (по А. Робертсу, А. Мезу):
а — выдержка 10 сек.; б — 20 сек.; в — 30 сек.; г — 40 сек.; д — 55 сек.
Скорость образования аустенита при заданной температуре нагрева стали зависит: 1) от разности свободных энергий зарождающегося аустенита и исходной структуры стали; 2) от скорости диффузии атомов углерода, необходимых для образования аустенита.
Образование аустенита
171
Повышение температуры нагрева резко увеличивает оба эти фактора и скорость образования аустенита.
Образование аустенита при непрерывном нагреве происходит следующим образом:
1)	при непрерывном нагреве превращение перлита в аустенит протекает в некотором интервале температур;
2)	чем больше скорость нагрева, тем выше температуры, при которых протекает превращение перлита в аустенит, растворение карбидов и выравнивание однородности аустенита;
3)	чем больше скорость нагрева, тем быстрее протекает превращение перлита в аустенит.
Скорость образования центров кристаллизации аустенита зависит от измельченности частиц цементита в перлите и от формы этих частиц. В тонкопластинчатом перлите возникновение центров кристаллизации аустенита идет гораздо быстрее, чем в крупнопластинчатом. При непрерывном нагреве уже небольшое превышение точки Л1 (723°) вызывает в мелкопластинчатом перлите большое число центров кристаллизации аустенита. В зернистом перлите, где поверхность частиц цементита относительно меньше, чем в пластинчатом одинаковой измельченности, процесс возникновения центров кристаллизации аустенита идет медленнее (см. фиг. 109).
Изотермическое образование аустенита из перлита. Исследования твердости, электросопротивления, магнитных и других свойств показывают, что процесс образования аустенита в изотермических
<з Превращение с затухающей
§	скоростью
§100 в
а
«а
Превращение с постоянной _ скоростью
Превращение _ с возрастающей скоростью
54
0
Время по логарифмической шкале
Время превращения
Фиг. 112. Схема изотермического превращения перлита в аустенит.
Фиг. 111. Кривая изотермического превращения перлита в аустенит.
условиях, как и всякий типичный кристаллизационный процесс, сначала идет с возрастающей скоростью (фиг. 111), затем скорость становится постоянной и, наконец, уменьшается, постепенно затухая.
Кинетические кривые превращения перлита в аустенит можно обобщить в виде диаграммы изотермического образования аустенита, схема которой дана на фиг. 112.
172
Основы термической обработки
Как видно из фиг. 112, при повышении температуры изотермической выдержки скорость образования аустенита резко возрастает.
После окончания процесса образования аустенита последний получается неоднородным, т. е. концентрация углерода в различных участках его оказывается неодинаковой. В местах, где раньше располагался цементит, содержание углерода в аустените будет более высоким, чем в местах, где находится феррит. Для выравнивания состава аустенита по всему объему требуется добавочное время, которое отмечено на фиг. 112 пунктирной кривой.
На диаграмме, приведенной на фиг. 112, нанесены линии, характеризующие изменение температуры при непрерывном нагреве. При нагреве со скоростью превращение начнется в точке и закончится в точке К2, лежащей на пересечении линии, характеризующей данную скорость нагрева, с линиями начала и конца превращения перлита в аустенит в изотермических условиях.
4. ВЕЛИЧИНА ЗЕРНА СТАЛИ
После окончания превращения перлита в аустенит сталь состоит из большого количества мелких зерен аустенита. Дальнейшее повышение температуры или увеличение длительности нагрева при данной температуре ведет к росту зерна аустенита. Рост зерна аустенита, как отмечалось ранее, идет самопроизвольно, так как система стремится к наименьшему запасу свободной энергии. Чем крупнее зерна, тем меньше их общая поверхность и тем, следовательно, меньше поверхностная энергия. Повышение температуры способствует росту зерна аустенита. В стали различают:
1. Действительное зерно, т. е. зерно, которое имеет сталь в данный момент и которое определяется его фактической величиной в данных изделиях. Величина действительного зерна является результатом совокупности влияния метода выплавки стали, горячей и холодной механической обработки и термической обработки. Особенно сильно влияет на величину действительного зерна температура последнего нагрева, например, под закалку или для отжига. Поэтому величину действительного зерна можно регулировать и получать по своему усмотрению путем изменения режима термической обработки.
2. Природное зерно (наследственное зерно), которое характеризует способность к росту зерна аустенита. В сталях даже одинакового химического состава зерно аустенита может расти с различной скоростью, и это зависит главным образом от процесса выплавки стали, т. е. свойств стали данной плавки. Различают природно-крупнозернистые стали и природно-мелкозернистые, однако не следует думать, что в природно-крупнозернистых сталях действительное зерно будет обязательно крупное — оно может быть и мелким, так как действительное зерно (его величина) определяется главным образом режимом термической обработки, а не величиной природного зерна.
Величина зерна стали
173
В сталях с природным крупным зерном при нагреве немного выше Ас3 зерно аустенита начинает сразу сильно расти, причем скорость роста значительно увеличивается при дальнейшем повышении температуры. В сталях с природным мелким зерном образовавшееся при переходе температуры Ас3 мелкое зерно аустенита при дальнейшем нагреве даже значительно выше Ас3 — почти до температуры 950° — не обнаруживает склонности к заметному росту, но при более высоких температурах начинает расти чрезвычайно быстро, достигая громадных размеров, даже больших, чем у сталей с природно-крупным зерном. Например, кинетика роста зерна в стали, содержащей 0,45% С, двух различных плавок (фиг. 113) показывает, что в стали с природно-крупным зерном рост зерна аустенита, выявленного сеткой феррита, начинается примерно с 820°. В стали с природно-мелким зерном зерно аустенита при нагреве почти не растет до 970°, но выше этой температуры скорость роста достигает большой величины.
Методика определения величины зерна в стали. Величина зерна измеряется сравнением микроструктуры стали при увеличении в 100 раз со стандартными размерами зерен, принятыми ГОСТом 5639-51. Эти размеры показаны на фиг. 114. где цифры /, 2, <3, 4 и т. д. означают номер зерна. В основе этой шкалы лежит соотношение
f - 500-г8-", где f — натуральная площадь зерна в
N — стандартный номер зерна по ГОСТу 5639-51.
Зерна до 4-го номера считаются крупными, а больше 5-го — мелкими. Следует иметь в виду, что в плоскости сечения шлифа отдельные в действительности крупные зерна могут представляться мелкими, если плоскость шлифа, переходя через крупное зерно, отсечет от него небольшую часть — угол; такие зерна не принимаются во внимание. Если в структуре явно преобладают два основных размера зерен (фиг. 115). то их обозначают двумя номерами, например 2—7.
При исследовательской работе при освоении новых марок стали и новых технологических процессов для определения природного зерна желательно выявлять кинетику роста зерна, начиная от 750 до 1100° через каждые 50°. Наиболее распространены следующие методы выявления аустенитного зерна стали:
1.	Образование карбидной сетки путем пробной цементации (см. гл. XII) при 930° в течение 8 час. Это самый распространенный метод для рядовых контрольных испытаний (особенно рекомендуется для низкоуглеродистой стали), хотя он не всегда дает надежные результаты. Шлифы рекомендуется травить пикратом натрия который окрашивает карбидную сетку в черный цвет (фиг. 116. а).
2.	Выделение сетки феррита (фиг. 116, б) путем нормализации с простой или изотермической выдержкой. Это весьма несложный
174
Основы термической обработки
770°
790°
820°
890°
870°
900“
930°
950°
980°
1010°
1090°
1070°
1100°
Фиг. 113. Кинетика роста зерен в стали 45 (X 100).
Величина зерна стали
175
5	6	7	8
Фиг. 114. Стандартные размеры зерна по ГОСТу 5639-51 (X 100).
Фиг. 115. Смешанный размер зерна 2—7 (X 100).
176
Основы термической обработки
метод, но он применим только для среднеуглеродистых сталей с содержанием 0,3—0,5% С.
3.	Создание сетки окислов (фиг. 116, в) посредством окисления предварительно отполированной поверхности шлифа в лабораторной электропечи или в порошке угля, либо в чугунной стружке, которые понижают действие окисляющей атмосферы. После этого шлиф следует закалить и слегка отшлифовать, затем отполировать и снова протравить; черная сетка окислов, оставшаяся по границам зерен аустенита, выявит исходное зерно аустенита.
Фиг. 116. Выявление величины аустенитного зерна (Х100).
4.	Повторное травление и переполировка зерна отпущенного мартенсита (фиг. 116, г).
Теория мелкозернистости. Причиной роста зерна металлов является термодинамическая неустойчивость мелких зерен, которые, занимая тот же объем, что и крупные, обладают большим запасом поверхностной энергии. Окончательная величина зерна зависит от температуры нагрева и длительности выдержки. На величину природного зерна оказывают влияние:
1)	центры кристаллизации из мельчайших равномерно распределенных устойчивых частичек, обеспечивающих при переходе через критические точки во время нагрева стали образование однородных мелких зерен аустенита;
2)	барьеры из мельчайших частичек, устойчивых при высоких температурах и препятствующих объединению соседних зерен.
Образование смешанных (пестрых) зерен объясняется незавер-шившимся процессом роста зерна неоднородным распределением
Величина зерна стали
177
препятствующего вещества и частичным растворением при нагреве препятствующих барьеров.
Для получения стали с природным мелким зерном ее тщательно раскисляют, а затем в ковш при выпуске стали из мартеновской печи добавляют алюминий или специальные сплавы, содержащие алюминий и другие элементы. Алюминий добавляется в количестве около 0,5 кг на 1 ш стали.
Вероятно, главной причиной получения стали с природным мелким зерном после добавки небольших количеств алюминия является образование мельчайших частичек нитридов или окислов алюминия. Однако не только алюминий, но и другие легирующие элементы могут образовать устойчивые частички нитридов, окислов или карбидов, препятствующие росту зерна стали и обеспечивающие устойчивую мелкозернистость аустенита стали. Действие этих элементов может быть связано с их положением в таблице Менделеева и устойчивостью их соединений, которая зависит от теплоты, выделяющейся при образовании соединений указанных элементов.
Мельчайшие частички нитридов, окислов и устойчивых карбидов могут образовываться и сохраняться только в хорошо раскисленном и затвердевшем металле.
Путем растворения и перераспределения препятствующего вещества при горячей механической и термической обработке удается иногда добиться изменения природной величины зерна. Регулирование природной величины зерна в стали является лишь частным случаем более общей проблемы, а именно регулирования числа и распределения центров кристаллизации (модифицирования) металлических сплавов. Незначительная добавка модификатора в жидкий сплав может резко изменить все его свойства в желательном направлении.
Примерами регулирования центров кристаллизации являются: производство стали с природным мелким зерном; регулирование центров графитизации в сером и ковком чугуне; производство мелкозернистого феррохрома; модифицирование силумина и других алюминиевых и магниевых сплавов, добавки теллура в цинк, хрома в а-латунь, окиси тория в вольфрам и т. д.
Влияние величины зерна на свойства стали и ее поведение в производстве. При рассмотрении этого вопроса необходимо иметь в виду, что величина зерна является только одним из многих факторов, определяющих свойства стали. Поэтому зернистость надо рассматривать наряду с однородностью аустенита, содержанием в нем углерода и легирующих примесей, измельченностью структуры, склонностью к старению и т. д.
Величина действительного зерна оказывает наибольшее влияние на ударную вязкость. У сталей с мелким действительным зерном ударная вязкость гораздо выше, особенно при низких температурах (—20°) (-40°). Следовательно, необходимо применять стали
12 Болховитинов Н. Ф. 302
178
Основы термической обработки
с действительным мелким зерном для деталей, подвергающихся ударам и работающих в условиях низких температур.
Влияние природной величины зерна на термическую обработку следует рассматривать в связи с устойчивостью аустенита стали. Аустенит стали с природным мелким зерном вследствие наличия большого числа центров превращения, которые обычно возникают, отличается меньшей устойчивостью в сравнении с аустенитом стали с крупным природным зерном.
В силу указанных причин сталь с крупным природным зерном отличается более глубокой прокаливаемостью (см. стр. 225). У сталей с мелким природным зерном глубина прокаливаемости меньшая, так как при закалке превращение в центре сечения может начаться раньше, чем температура здесь понизится настолько, чтобы сердце-вина могла закалиться. Это очень удобно для изготовления изделий, требующих твердой поверхности и вязкой сердцевины, например полуосей автомобиля, зубил, ударного инструмента, разверток. Детали машин, подвергаемые растяжению, сверла, штампы требуют сплошной прокаливаемости. Недостаточно глубокую прокаливае-мость из-за мелкого природного зерна следует компенсировать легированием хромом, марганцем, кремнием и другими элементами, а также повышением температуры закалки.
При закалке стали с крупным природным зерном получаются высокие внутренние напряжения, которые могут вызвать трещины, коробление или снижение прочности изделий, поэтому стали с мелким природным зерном выгоднее для термической обработки.
Горячая механическая обработка — прокатка и ковка — размельчает зерно аустенита. Однако, если эта обработка заканчивается при высоких температурах, зерно может снова вырасти до крупных размеров. Вот почему давно существует правило, что горячую механическую обработку стали надо заканчивать при возможно низких температурах, близких к верхней критической температуре Аг3. Однако это связано с увеличением твердости нагретой стали, понижением производительности при прокатке и ковке, износом оборудования и его поломками. Сталь с мелким природным зерном дает возможность заканчивать прокатку при температуре почти на 200° выше Аг3 и этим резко повышать производительность труда в прокатных и кузнечных цехах.
5.	ПРЕВРАЩЕНИЕ АУСТЕНИТА
Аустенит является устойчивым только выше точки А, (723°). При охлаждении ниже этой температуры запас его свободной энергии становится выше, чем запас свободной энергии продуктов его превращения, поэтому переохлажденный аустенит становится неустойчивым и начинается его превращение. Превращение переохлажденного аустенита может иметь место как при непрерывном охлаждении, так и в процессе выдержки при температурах ниже точки Агх — изотермическое превращение аустенита.
Превращение аустенита
179
углерода, и цементит, содер-
Фиг. 117. Кривая изотермического превращения аустенита.
Если степень переохлаждения аустенита сравнительно невелика, происходит превращение его с образованием феррито-цементитной смеси, которое является чисто кристаллизационным процессом, т. е. происходит путем образования зародышей и последующего их роста.
С другой стороны, превращение аустенита в феррито-цементит-ную смесь носит чисто диффузионный характер, так как сопровождается перераспределением углерода по объему; перераспределение углерода связано с тем, что однородный аустенит превращается в феррит, практически не содержащий жащий 6,67% С.
В большинстве случаев превращение аустенита при термической обработке на производстве происходит в условиях непрерывного охлаждения, например при закалке в воде, и с очень большой скоростью, которая затрудняет его исследование и требует применения безынерционных приборов. Изотермическое превращение аустенита, хотя сравнительно реже встречается на практике, но значительно меньшая скорость этого превращения позволяет более
подробно и надежно его исследовать, поэтому оно и рассматривается в начале этого раздела.
Скорость превращения аустенита в феррито-цементитную смесь зависит, с одной стороны, от разности свободных энергий аустенита и продуктов его превращения, а с другой, — от подвижности атомов, т. е. скорости протекания диффузионных процессов.
С увеличением степени переохлаждения разность свободных энергий возрастает, что приводит к увеличению скорости превращения. Однако подвижность атомов с увеличением степени переохлаждения уменьшается, что приводит к замедлению скорости превращения.
Отсюда естественно предположить, что сначала скорость превращения аустенита должна возрастать за счет увеличения разности свободных энергий, а при больших степенях переохлаждения, когда скорость диффузии резко уменьшается, убывать.
Кривая изотермического превращения аустенита, полученная по данным магнитометрического или дилатометрического анализа, сопоставленным с результатами микроскопического исследования и определения твердости (фиг. 117), имеет вид, типичный для любого кристаллизационного процесса. Сначала процесс превращения идет крайне медленно и незаметно (инкубационный или подготовительный период). После окончания инкубационного периода превращение становится заметным, скорость 12*
180
Основы термической обработки
превращения постепенно увеличивается и при образовании примерно 50% продуктов превращения достигает максимума. После получения около 70% продуктов превращения скорость снова уменьшается, и процесс постепенно затухает по мере приближения количества оставшегося аустенита к 0% (т. е. 100% продуктов превращения).
При высоких степенях переохлаждения, благодаря значительному снижению температуры аустенита, процесс диффузии в нем затрудняется и становится невозможным. В этом случае в определенном
температурном интервале протекает особое бездиффузионное превра-
600 500 ЧОО 300 200 100
О 100 200
0,2	0,6 0,8 1,0 1,2 7,4 1,6 %С
Фиг. 118. Зависимость мартенситных точек Мн и Мк от содержания углерода в стали.
щение в особую структуру закаленной стали, называемую мартенситом.
Мартенситные точки. Для каждой стали в зависимости от ее химического состава существует температурная область бездиффузионного мартенситного превращения. Верхней границей этой области является верхняя мартенситная точка Мн, отвечающая началу превращения аустенита в мартенсит, а нижней границей — нижняя мартенситная точка Мк, отвечающая его окон
чанию.
Положение мартенситных точек определяется опытным путем при исследовании мартенситного превращения,
при непрерывном охлаждении аустенита микроструктурным, магнитометрическим или дилатометрическим методом. Точка Мн отвечает температуре, при которой в аустените при охлаждении появляются первые иглы мартенсита или обнаруживается намагничивание образца или его объемные изменения.
Температура окончания мартенситного превращения, обозначаемая точкой Мк, определяется теми же методами, но труднее и менее точно, чем Мн, особенно если она лежит при очень низких температурах.
Положение точек Мн и Мк определяется составом аустенита и в первую очередь содержанием углерода в аустените. Чем больше углерода (фиг. 118), тем ниже положение мартенситных точек М„ и Мк; в высокоуглеродистых сталях точка Мк спускается в область отрицательных температур. Чем ниже температура мартенситных точек, тем больше получается остаточного аустенита.
Кроме углерода, на положение мартенситных точек влияют и другие легирующие элементы, присутствующие в стали, большинство которых снижает их, хотя и менее значительно, чем углерод.
Диаграмма изотермического превращения аустенита. Многочисленные данные исследования превращения аустенита при постоянных температурах обобщаются в весьма наглядной и компактной форме для каждой марки стали в виде диаграмм изотермического
Превращение аустенита
181
превращения, каждая из которых дает функциональную зависимость между температурой, временем превращения и структурой данной марки стали. Эти диаграммы строятся на основе всесторонних исследований превращения переохлажденного аустенита при постоянных температурах, например через каждые 50° (при 700, 650, 600, 550° и т. д.).
Чтобы показать, как по этим данным строятся диаграммы изотермического превращения аустенита, в качестве примера возьмем эвтек-
Фиг. 119. Диаграмма изотермического превращения аустенита для стали с содержанием 0,8% С.
тоидную углеродистую сталь с содержанием 0,8 % С. На горизонтальной оси диаграммы изотермического превращения аустенита (фиг. 119) откладывается время по логарифмической шкале: 1, 10, 100, 1000, 10 000 и 100 000 сек , а по вертикальной оси — температура по простой шкале: 800, 700, 600, 500, 300, 200, 100 и —100°.
Затем на диаграмме проводят жирные линии, отвечающие полученной опытным путем критической точке А, = 723° и температурам начала мартенситного превращения Мн = 240° и его конца Мк — = —50°.
Потом проводят ряд тонких горизонтальных линий, отвечающих температурам изотермических выдержек образцов этой стали при опытах. Чтобы не осложнять чертежа, проведем только горизонтали, отвечающие 700, 600, 500, 400 и 300°, а линии, отвечающие 650, 550, 450, 350 и 250°, показывать здесь не будем; на каждой из этих линий откладывают время начала превращения и время конца прев
182
Основы термической обработки
ращения, полученное из опытов на основе применения магнитометрического метода, сопоставленного с результатами дилатометрического и микроскопического анализов и испытаний твердости.
В результате такого построения получаем ряд точек для начала и конца превращения. Соединяя все точки превращения, получаем линию начала превращения; соединяя все точки конца превращения, получаем линию конца превращения.
Ниже жирной линии, отвечающей температуре мартенситной точки Мн, происходит бездиффузионное мартенситное превращение.
Построенная таким образом диаграмма изотермического превращения аустенита для стали с содержанием 0,8% С обнаруживает следующие области:
1. Область устойчивого аустенита А, расположенную выше жирной горизонтальной линии, отвечающей точке Лг
2. Три области между жирными горизонтальными линиями, соответствующими точкам Аг и Мн:
а)	переохлажденного аустенита (А'), между вертикальной осью диаграммы и кривой начала превращения;
б)	начавшегося и еще не закончившегося превращения — перлитного вверху и промежуточного внизу, между линиями начала и конца превращения;
в)	закончившегося превращения — перлитного вверху и промежуточного внизу, правее линии конца превращения.
3. Область начавшегося, но полностью не закончившегося мартенситного превращения между жирными линиями, отвечающими точкам Мн и Мк.
4. Область закончившегося мартенситного превращения ниже толстой линии, отвечающей точке Мк.
Как показывает диаграмма изотермического превращения аустенита (фиг. 119), по мере понижения температуры изотермического превращения скорость его повышается и достигает максимума при снижении температуры приблизительно на 150° ниже критической точки Л! (выступа кривой начала превращения при температуре около 550°); выше и ниже этого выступа устойчивость аустенита значительно выше. У многих легированных сталей наблюдаются два таких выступа, т. е. два интервала температур быстрого превращения аустенита (см., например, фиг. 201 и 202).
В случае доэвтектоидных сталей диаграмма изотермического превращения осложняется кривой выделения из аустенита феррита, а у заэвтектоидных — кривой выделения из аустенита карбида. Обе кривые располагаются над верхней частью кривой начала превращения (фиг. 120).
Перлитное превращение. Перлитное превращение, как фазовое превращение, сопровождается уменьшением запаса свободной энергии. Оно происходит путем образования центров кристаллизации цементита (карбида) как на посторонних мельчайших частичках окислов, нитридов и нерастворившихся карбидов, расположенных
Превращение аустенита
183
Фиг. 120. Схема диаграммы изотермического превращения аустенита для доэвтектоидной стали.
время по логарифмической шкале
Фиг. 121. Кинетика перлитного превращения при 710° (по Э. Бейну). Х500.
184
Основы термической обработки
преимущественно на границах зерен исходного аустенита, так и путем самопроизвольного зарождения этих центров и последующего диффузионного роста кристаллов цементита. Поэтому перлитное превращение требует достаточно высокой температуры, когда диффузия атомов углерода в кристаллической решетке аустенита протекает достаточно легко.
Исследование кинетики перлитного превращения при 710° в стали с 0,8% С показывает, что вначале в течение инкубационного периода превращение не обнаруживается. Первые участки перлита обнаруживаются спустя 320 сек. (фиг. 121, а); после 1150 сек. (фиг. 121, б) количество перлита достигает 25%, после 1320 сек, (фиг. 121, в) — 50%, после 1450 сек. (фиг. 121, г) — 75% и только после 4000 сек. (фиг. 121, д) превращение аустенита в перлит полностью заканчивается.
В результате изотермического превращения при 710° образуется структура характерного крупнопластинчатого перлита (122, а и б) с IIRC 15, а при 665° — тонкопластинчатого перлита (фиг. 122, в и г) с HRC 30.
Механизм образования перлита иллюстрируется схемой, приведенной на фиг. 123.
При образовании из аустенита структур перлитного типа «ведущей» фазой является цементит или карбид.
Образовавшаяся элементарная пластинка цементита (фиг. 123, а) постепенно увеличивается в размерах как по длине, так и по толщине, причем этот рост может происходить только за счет большого притока атомов углерода из пограничного слоя аустенитного зерна. Обеднение углеродом пограничных с пластинкой цементита зон аустенитного зерна повышает температуру превращения у-железа в a-железо, поэтому при существующей температуре способствует превращению зон аустенита, обедненных углеродом, в пластинки феррита.
Подобный процесс непрерывно повторяется и в конечном результате приводит к появлению участка пластинчатой структуры, заключенного в исходном зерне аустенита.
Образование перлита, содержащего пластинки цементита и феррита, связано с увеличением объема (по сравнению с объемом аустенита), поэтому оставшиеся зоны аустенита подвергаются давлению и возникающие вследствие этого напряжения вызывают дефекты в решетке аустенита и тем способствуют образованию новых пластинок цементита, а следовательно, и феррита, но уже с другой ориентацией (фиг. 123, б). Этот процесс повторяется до тех пор, пока аустенит полностью не превратится в перлит.
Образовавшиеся перлитные участки (с одинаковой ориентировкой в них пластинок цементита и феррита) в большинстве случаев не соответствуют размерам исходного зерна аустенита. Обычно в одном зерне аустенита образуется несколько таких участков — колоний или «зерен» перлита (фиг. 123, в).
Превращение аустенита
185
ж)	з)
Фиг. 122. Семейство перлитов:
а — крупнопластинчатый перлит (Х2500); б — то же,. (X 15 ООО) (ASTM); в — мелкопластинчатый перлит (X 2500); г — то Hie, (Х 1500) (А. В. Смирнова); д — сорбит закалки (Х2500); е — то же (Х 15 000) (А. В. Смирнова); ж — троостит закалки (Х2500); з — то же (X 15 000) (ASTM).
Фиг. 123. Образование перлита в зерне аустенита:
а — первичные пластинки цементита и феррита; б—вторичные пластинки цементита и феррита; в — колонки перлита.
186
Основы термической обработки
С понижением температуры изотермического превращения, т. е. с увеличением степени переохлаждения, число центров кристаллизации сильно увеличивается, поэтому пластинок цементита и феррита (в перлите) становится все больше, а их размеры и расстояния между ними сильно сокращаются. Это приводит к получению более мелкопластинчатого перлита.
Например, при 650° пластинки цементита и феррита в перлите становятся такими мелкими, что трудно различаются при рассмотрении под оптическим микроскопом даже при предельном увеличении в 2500 раз (см. фиг. 122, д); под электронным микроскопом при увеличении в 15 000 раз они различаются хорошо (см. фиг. 122, в). Такую структуру принято называть сорбитом закалки. Вследствие тонкости цементитных пластинок сорбит закалки имеет повышенную твердость (примерно HRC 30). Практически в сорбите закалки могут быть и более крупные, и более мелкие пластинки цементита; в этом случае наблюдается некоторая неоднородность в твердости.
При температурах ниже 600° из переохлажденного аустенита образуется перлит с характерной темной структурой (фиг. 122,дат) с чрезвычайно мелкими пластинками цементита (различимыми только под электронным микроскопом при увеличении в 15 000 раз (см. фиг. 122, з). Эту структуру называют трооститом закалки. Она отличается высокой твердостью (HRC 40) вследствие высокой степени дисперсности пластинок цементита и некоторой искаженности решетки феррита.
Структуры перлита, сорбита закалки и троостита закалки отличаются друг от друга только измельченностью пластинок цементита, по существу же они являются одним семейством пластинчатых структур перлита. Механические свойства и твердость продуктов перлитного превращения зависят от расстояния между пластинками цементита, т. е. от их тонкости.
Промежуточное превращение. В интервале средних температур на диаграмме изотермического превращения аустенита находится область промежуточного превращения, в которой происходит образование особой структуры, называемой бейнитом (игольчатый троос-тит).
Бейнит, образующийся в стали с содержанием 0,8% С в области температур примерно от 550 до 350°, называется верхним бейнитом, а бейнит, образующийся в области температур от 350 до 240°, — нижним бейнитом, но эти границы весьма условны.
Под оптическим микроскопом верхний бейнит имеет вид перистой (темной) структуры (фиг. 124) при HRC 45. Особенно характерна перистость верхнего бейнита в начальной стадии промежуточного превращения.
Микроструктура нижнего бейнита, выявленная оптическим микроскопом, имеет характерное игольчатое строение (фиг. 125), которое отчетливо выявляется в начальной стадии превращения. Твердость нижнего бейнита НRC ~ 55.
Превращение аустенита
187
а)	Я
Фиг. 124. Верхний бейнит, образовавшийся при 450° (Х2000) (Вилелла):
и — в начале превращения; б — по окончании превращения.
Фиг. 125. Нижний бейнит, образовавшийся при 290° (Х2000) (Вилелла):
а — в начале превращения; б — по окончании превращения.
188
Основы термической обработки
Несмотря на большое теоретическое и практическое значение промежуточного превращения, до сих пор еще нет общепризнанной его теории. Как одно из возможных, можно предложить следующее объяснение механизма и кинетики образования бейнита.
Верхний бейнит образуется путем превращения аустенита в слоистую смесь, состоящую из ферритной основы и пластинок обогащенного углеродом аустенита1 характерного перистого вида (фиг. 126, а); при дальнейшем развитии превращения происходит очень быстрая сфероидизация пластинок обогащенного аустенита
Фиг. 126. Кинетика промежуточного превращения в стали 20 ХГР при 450° (X 500):
а — выдержка 8 сек.; б — 32 сек.; в — 4 мин. (В. В» Скотников).
(фиг. 126, бив) путем их разрыва, а следовательно, и измельчения; одновременно при выделении обогащенного аустенита он превращается в высокоуглеродистый отпущенный мартенсит с выделением частичек цементита (измельчение частиц обогащенного аустенита и обилие границ благоприятствует этому процессу).
Микроструктура верхнего бейнита, образовавшегося при 370° (фиг. 127, а), выявленная под электронным микроскопом, состоит из ферритной основы и внедренных в нее коротких пластинок с округлыми краями и зернышек твердого структурного элемента.
Нижний бейнит образуется путем как бы расслоения аустенита на мартенсит с пониженным содержанием углерода и на обогащенный углеродом аустенит; при дальнейшем развитии превращения также происходит очень быстрая сфероидизация и измельчение
1 Существует и другое мнение, что при образовании бейнита в нем выделяются частицы не обогащенного углеродом аустенита, а цементита; однако наличие в бейните низкоуглеродистых сталей слишком больших площадей, занимаемых выделившимися частицами твердого структурного элемента (фиг. 126), противоречит такому утверждению.
Превращение аустенита
189
частиц обогащенного аустенита с одновременным превращением его самого в мартенсит и выделением цементитных частиц. Здесь измель-ченность частиц и обилие границ благоприятствуют осуществлению фазовых превращений в обогащенном аустените.
Микроструктура нижнего бейнита, образовавшегося при 290° (фиг. 127, б), выявленная под электронным микроскопом, состоит из основы — низкоуглеродистого отпущенного мартенсита и небольшого количества зернышек и пластинок твердого структурного элемента.
Фиг. 127. Электронные микрофотографии бейнита (X 10 000) (ASTM):
а — верхний; б — нижний.
Промежуточное превращение часто идет не до конца, и в этом случае в структуре сохраняется в большей или меньшей степени остаточный аустенит.
Мартенситное превращение. Ниже точки Мн начинается область мартенситного превращения, основной причиной которого, как и всякого фазового превращения, является избыток свободной энергии аустенита в сравнении с мартенситом в этой области температур. Г. В. Курдюмов и О. П. Максимова показали, что мартенситное превращение также связано с образованием центров кристаллизации и роста кристаллов вокруг них, но благодаря малой энергии активации оно протекает с огромной скоростью даже при сравнительно низких температурах. Мартенситное превращение происходит в упругой анизотропной среде и при невысоких температурах, когда перемещение атомов очень затруднено. Поэтому превращение аустенита в мартенсит является бездиффузионным: происходит лишь измене-
190
Основы термической обработки
аустенит
Фиг. 128. Кривая мартенситного превращения, остановить охлаждение на несколько
ние типа решетки, при котором атомы перемещаются на расстояния, не превышающие межатомные. Однако перестройка решетки имеет закономерный характер, и в результате суммирования множества таких перемещений при росте мартенситного кристалла (иглы) происходит реальный сдвиг на его границе с аустенитом. Рост кристалла мартенсита возможен лишь до тех пор, пока существует когерентность (соответствие) между его решеткой и решеткой аустенита, т. е. когда один из слоев атомов принадлежит и той, и другой решетке, и между обеими фазами нет поверхности раздела. Сдвиг вызывает очень высокие напряжения, оказывающие громадное влияние на протекание мартенситного превращения. Эти напряжения создают огромные упругие деформации, разрыв когерентности между решетками и отрыв кристалла мартенсита от аустенитной основы. В результате рост кристаллов (игл) мартенсита останавливается.
Если при закалке стали адусов ниже точки начала
мартенситного превращения Мн, т. е. выше точки Мк, то вследствие нарушения связи между растущей иглой мартенсита и окружающим аустенитом ее рост прекращается, следовательно, останавливается мартенситное превращение.
Таким образом, мартенситное превращение развивается лишь в условиях непрерывного охлаждения ниже точки Мн, причем оно протекает путем образования новых более мелких игл мартенсита, а не роста ранее образовавшихся игл.
Характерная особенность мартенситного превращения заключается в том, что изотермическое превращение, т. е. при постоянной температуре, может происходить полностью только в исключительных случаях — у сталей или сплавов, точка Мн которых лежит ниже 0° и при глубоком их охлаждении. Некоторое количество аустенита может добавочно превратиться в мартенсит изотермически, при выдержке в верхней части области мартенситного превращения, т. е. вблизи точки Мн и в обычных условиях; возможно, что это происходит здесь под влиянием наложения промежуточного превращения на мартенситное.
Кинетика мартенситного превращения количественно характеризуется кривой мартенситного превращения (фиг. 128), получаемой из опыта. По горизонтальной оси отложено количество мартенсита,
Превращение аустенита
191
а по вертикальной — температура мартенситного превращения. Кривая иллюстрирована микрофотографиями, на которых темные иглы отвечают образовавшемуся мартенситу, а светлые поля— остаточному аустениту.
Согласно этой кривой мартенситное превращение начинается при температуре, отвечающей точке Мн и заканчивается при температуре точки Мк, и чем ниже температура мартенситного превращения, тем больше образуется мартенсита. В большинстве случаев мартенситное превращение не доходит до 100% и оставляет в струк-
а)	6)
Фиг. 129. Отпущенный мартенсит и остаточный аустенит (Вилелла): а - Х2000; б — X 12 000.
туре некоторое количество светлых полей остаточного аустенита (фиг. 129, а); окрашенные в темный цвет иглы — мартенсит. Под электронным микроскопом в этой структуре (фиг. 129, б) еще лучше видны светлые поля плохо поддающегося травлению аустенита и иглы сильно протравившегося окрашенного мартенсита.
Охлаждение стали ниже температуры Мк не ведет к продолжению мартенситного превращения и не уменьшает количества остаточного аустенита.
Уменьшение скорости охлаждения при мартенситном превращении не меняет температуры точек М„ и Мк, но изменяет ход самой мартенситной кривой (см. пунктирную линию на фиг. 128). При температурах от точки Мн до точки Мг скорость превращения и количество мартенсита увеличиваются, а от точки Мс до точки Мк, наоборот, уменьшаются.
Поэтому при закалке стали уменьшение скорости охлаждения при температурах от Мс до Мк или его перерыв вызывают стабилизацию аустенита, который приобретает устойчивость, что объясняется
192
Основы термической обработки
Фиг. 130. Элементарная ячейка тетрагонального мартенсита (по Лип-сону и Паркеру).
выравниванием (снятием) напряжений. Вопрос о стабилизации аустенита имеет практическое значение при обработке холодом (см. гл. VIII, стр. 236).
Таким образом, кинетика мартенситного превращения резко отличается от кинетики перлитного и промежуточного превращений.
Мартенситное превращение является одним из основных фазовых превращений в твердом состоянии не только у стали, но и у многих сплавов, например эвтектоидных сплавов на основе меди (Си—А1, Си—Sn и Си—Zn), сплавов титана и многих других.
Мартенсит. Мартенситом называется структура закаленной стали, полученная в результате превращения переохлажденного аустенита в области низких температур от Мн до Мк (т. е. от температур 300—200° до температур +50— (—180°) и представляющая собой пересыщенный твердый раствор (внедрения) углерода и других элементов в а-железе, имеющем так называемую тетрагональную решетку (искаженную кубическую).
Кристаллическая решетка мартенсита была исследована в СССР
Н. Т. Гудцрвым, Г. В. Курдюмовым и Н. Я. Селяковым в 1927 г. Элементарная ячейка кристаллической решетки железа в мартенсите представляет собой тетрагональную призму (фиг. 130), т. е. слегка удлиненную в высоту прямоугольную призму, у которой отношение высоты с к длине одной из сторон основания (квадрата) а, или так называемая степень тетр агон ал ьности, больше единицы > lj-Атомы железа находятся в ней по углам и в центре тетрагональной призмы, их положение показано заштрихованными продолговатыми участками; возможное положение атомов углерода показано черными кружками, но так как атомов углерода в решетке мало, то заполнены лишь очень немногие из них.
Рентгенографические исследования показали, что степень тетра-гональности мартенсита возрастает прямо пропорционально содержанию в нем углерода (фиг. 131).
При исследовании структуры мартенсита под микроскопом (фиг. 132) выявляется резко выраженное игольчатое строение (темные иглы на светлом поле) с примерным расположением игл под углом 60° друг к другу. Углерод в мартенсите находится в твердом растворе, поэтому обнаружить его в микроструктуре даже под электронным микроскопом невозможно (фиг. 132, б).
Превращение аустенита
193
Фиг. 131. Изменение тетрагональности мартенсита в зависимости от содержания углерода.
Мартенсит имеет очень высокую твердость — в пределах HRC 35—65, которая зависит от содержания в нем углерода (фиг. 133) и отличается большой хрупкостью.
Согласно рентгенографическим дости мартенсита являются:
1.	Блочная структура кристаллов мартенсита при весьма малых размерах блоков мозаики, примерно 200—300 кХ, и наличии искажений и напряжений 2-го рода.
2.	Искажения и напряжения 3-го рода благодаря присутствию углерода в пересыщенном твердом растворе; значительные статические искажения, т. е. устойчивые смещения атомов из их идеальных положений в решетке; динамические искажения, т. е. увеличе
ния амплитуды колебаний атомов, ослабляющие их силы связи. Однако влияние статических искажений преобладает, и оно, существенно увеличивая «степень одновременности» разрыва атомных связей, сильно повышает твердость мартенсита.
исследованиям, причинами твер-
Фиг. 132. Мартенсит: а — X 1500; б — 10 000.
3.	При низком отпуске, старении и пластической деформации происходит выделение мельчайших твердых частиц, блокирующих плоскости скольжения и обеспечивающих повышение твердости мартенсита.
Мартенсит имеет по сравнению со всеми другими структурами стали наибольший удельный объем, аустенит — наименьший. Удель
13 Болховитинов Н. Ф.
302
194
Основы термической обработки
ные объемы структур перлитного и бейнитного семейств занимают промежуточное значение.
В силу указанного при закалке и превращении аустенита в мартенсит возникают наибольшие объемные изменения, что и приводит к возникновению в мартенсите больших структурных напряжений.
Удельные объемы различных структур и структурных составляющих стали в зависимости от температуры t и содержания углерода по весу Ср выражаются следующими величинами:
Аустенит ............................... 0,12282	+ 8,56-10—«V + 2,15-10—3 Ср
Феррит.................................. 0,12708	+ 5,528-10-ez
Мартенсит . 0,12708 + 4,45-10— Ч + 2,79-10—3 Ср
Цементит................................ 0,13023	+ 4,88-10—в/
Критическая скорость закалки vKp. Критической скоростью закалки vKP называется наименьшая скорость охлаждения, необ-
ходимая для переохлаждения аустенита до мартенситной точки Мн (фиг. 134) и, следовательно, для получения структуры чистого мартен
Время по логарифмической шкале
Фиг. 134. Критическая скорость закалки.
Фиг. 133. Твердость мартенсита в зависимости от содержания в нем углерода.
сита. Критическая скорость закалки зависит от отрезка времени при температуре минимальной устойчивости аустенита, т. е. от расстояния между осью ординат и точкой К в месте изгиба кривой начала превращения на диаграмме изотермического превращения аустенита, и выражается касательной к этой точке (фиг. 134). Чем ближе находится точка изгиба кривой начала превращения к оси ординат, т. е. чем меньше устойчивость аустенита при данной температуре, тем выше критическая скорость закалки vKp; наоборот, сдвиг кривой начала превращения вправо, т. е. увеличение устойчивости аустенита, понижает vKp.
Чтобы закалить сталь с получением мартенситной структуры, необходимо охлаждать ее при закалке со скоростью выше критической vKp.
Превращение аустенита
195
Если скорость охлаждения стали даже немного ниже критической, происходит превращение аустенита с образованием смешанной структуры мартенсита и троостита закалки.
Критическая скорость закалки в сильной степени зависит от химического состава аустенита. Увеличение в аустените углерода до 0,8% уменьшает vKp; дальнейшее увеличение содержания углерода несколько повышает v .
Легирующие элементы, кроме кобальта, растворенные в аустените, уменьшают vKp. Чем крупнее действительное зерно аустенита, образовавшегося при нагреве под закалку, и чем он однороднее, тем ниже vKp.
Влияние углерода, других элементов и величины природного зерна на диаграммы изотермического превращения аустенита. Углерод с увеличением его содержания в доэвтектоидной стали постепенно сдвигает вправо кривые начала и конца превращения, следовательно, повышает устойчивость аустенита. Например, повышение содержания углерода с 0,54 (фиг. 135, а) до 0,8% (фиг. 135, б) дает заметный сдвиг кривых начала и конца превращения вправо; при 0,8% С, т. е. при его содержании, отвечающем эвтектоидному, аустенит оказывается наиболее устойчивым.
При дальнейшем повышении содержания углерода до 1,13% (фиг. 135, в) выступ кривых начала и конца превращения сдвигается влево, т. е. устойчивость аустенита уменьшается. Это объясняется увеличением скорости образования центров кристаллизации благодаря большему переохлаждению аустенита относительно точки Аст и выделению частиц цементита ниже точки Аст.
На форму и расположение кривых на диаграммах изотермического превращения аустенита очень сильно влияют 1 марганец, молибден, хром, никель и другие элементы.
Кроме того, на форму и расположение кривых начала и конца превращения влияют степень химической однородности аустенита, действительная величина его зерна и пластическая деформация. В химически однородном аустените с крупным действительным зерном и малой протяженностью его границ превращение аустенита начинается и заканчивается позже, эти кривые сдвигаются вправо, а пластическая деформация, наоборот, ускоряет превращение аустенита.
На диаграммах изотермического превращения аустенита, приводимых в справочниках, обычно указывают температуру нагрева, применявшуюся при переводе стали в аустенитное состояние, и размер действительного аустенитного зерна, получившегося при этом в стали.
На превращение аустенита оказывает существенное влияние и величина природного зерна. В природно-мелкозернистой стали
1 Подробно о влиянии отдельных легирующих элементов на превращение аустенита изложено в гл. XII—Легированная сталь.
13*
Фиг. 135. Влияние углерода на диаграммы изотермического превращения аустенита (по USS).
Основы термической обработки
П ревращение аустенита
197
благодаря наличию большого количества мельчайших частичек окислов, нитридов алюминия и устойчивых карбидов, служащих центрами превращения аустенита, это превращение начинается значительно раньше, а кривые начала и конца превращения сдвигаются влево.
Значение диаграмм изотермического превращения аустенита. Диаграммы имеют очень большое как теоретическое, так и практическое значение.
Теоретическое значение таких диаграмм заключается в том, что они хотя и охватывают меньший опытный материал в сравнении с диаграммой сплавов железа с углеродом, так как для сталей с неодинаковым содержанием углерода и разных марок они различны, но зато содержат чрезвычайно важный фактор — время. Диаграммы изотермического превращения аустенита дают картину всех изменений аустенита (кинетику его превращения) при разных температурах, позволяют в наглядной форме объяснить происхождение и природу структур, получаемых при термической обработке, выявляют влияние температуры превращения на структуру и свойства стали. Эти диаграммы позволяют оценить действие величины зерна и легирующих элементов на превращение аустенита, глубину прокаливаемости, микроструктуру, механические и другие свойства стали. Наконец, они служат обоснованием теории термической обработки стали.
Практическое значение диаграмм изотермического превращения аустенита очень велико: они позволяют производить критическую оценку существующих режимов термической обработки и разрабатывать научно обоснованные технологические процессы. Особенно важно применение этих диаграмм для установления рационального режима различных операций изотермической обработки, широко внедряемой в последние годы в производство. С их помощью можно правильно осуществлять изотермическую и ступенчатую закалку простых углеродистых и особенно легированных сталей, изотермический отжиг, отжиг на зернистый перлит, изотермическую выдержку для устранения флокенов (см. стр. 286) ит. д. Помимо этого, диаграммы изотермического превращения аустенита позволяют дать анализ действия закалочных сред (воды, масла и т. д.) и выбрать для каждой марки стали наиболее подходящую закалочную среду.
Диаграммы превращения аустенита при непрерывном охлаждении. Несмотря на огромное значение диаграмм изотермического превращения аустенита, они все же не могут полностью дать точной количественной характеристики наиболее часто встречающегося в практике термической обработки превращения аустенита при непрерывном охлаждении, например при обычной закалке, отжиге или нормализации.
Поэтому в современных атласах диаграмм изотермического превращения не ограничиваются одними диаграммами, а приводят одновременно для тех же марок стали и тех же условий их перевода
198
Основы термической обработки
"с 900 ООО 100 600 500 500 300 200 too 0											
											
		Й									
			= = :	— —	ш			SL--	—		
										—	
					К®			м	^17Г		
											
		й'		V							
					Y\fi				у! Л	\	
	Ня									к	
											
		МтЙ							V		
									S		
											
0.1 •С 900 ООО ТОО 600 500 500 300 200 100 п			1	10 а								
											
			й					‘J с,			
			—	—	-		X		--L0		
							—				
			д' 7/5 15	Л/.	Z5						
											
			Ня	6							
											
			КМ’'								
			—	50% 90%							
											
											
1	10	1 б Фиг. 136. Диаграммы превращ( иием 0,45% С (п<											
											
											
											
									W-	—	
--					="						
		^50-									
				50						•0	
				V							
				V							
											
											
					210						
											
ю'	103 rj									10* сек		
											
—-	<^0	г		—-	—	—	“ =				
											
											
											
											
											
											
o’	W3	10* сек. 7 ення аустенита стали с содержа-о Ееферу и Розе).											
Превращения при отпуске и старении
199
в аустенитное состояние диаграммы превращения аустенита при непрерывном охлаждении и полосы прокаливаемое™, которые также дают некоторую характеристику его превращения при непрерывном охлаждении (полосы прокаливаемости описаны в гл. VIII, стр. 227).
Диаграммы превращения аустенита при непрерывном охлаждении строятся также на основании опытных данных, полученных различными методами — микроструктурным, дилатометрическим, магнитометрическим и определением твердости.
Для ряда скоростей непрерывного охлаждения, поддерживаемых постоянными с помощью потенциометра (прибора, позволяющего измерять и автоматически регулировать температуру испытуемого образца), определяют точки начала и конца превращения аустенита и получаемые при этом структуры.
На основании этих опытных данных строят диаграмму превращения аустенита при непрерывном охлаждении (фиг. 136, а), по горизонтальной оси которой, как и в случае изотермического превращения, откладывается время в логарифмической шкале, а по вертикальной — температур;* в простой шкале. Буквы на диаграмме (фиг. 136, а) обозначают следующие области: А — устойчивого аустенита; А' — неустойчивого аустенита; Ф — образования феррита; П — образования перлита; Б — промежуточного превращения, М — мартенситного превращения, а цифры — процент образовавшейся структуры.
Цифры, обведенные кружками, обозначают твердость HRC или НВ.
Сравнение этой диаграммы с полученной для той же стали диаграммой изотермического превращения аустенита (фиг. 136, б) показывает, что линии начала и конца превращения на диаграмме для непрерывного превращения расположены ниже и правее, а само превращение занимает больший промежуток времени, т. е. длительность его больше.
В результате превращения аустенита при непрерывном охлаждении получаются структуры того же типа, как и при изотермической выдержке — перлит, сорбит закалки, троостит закалки, верхний и нижний бейниты, мартенсит и остаточный аустенит, которые показаны на фиг. 136, а, где обозначена и их твердость.
6. ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ ОТПУСКЕ И СТАРЕНИИ
Структура закаленной стали состоит из мартенсита и небольшого количества остаточного аустенита и является неустойчивой. Поэтому при старении и отпуске закаленной стали в ней происходит ряд сложных процессов, состоящих из очень тонких структурных изменений, которые не всегда поддаются исследованию под оптическим микроскопом даже при самых высоких увеличения;;. Поэтому их приходится изучать с помощью электронного микроскопа и физических методов — рентгенографического, дилатометрического, электрометрического, магнитного и по измерению выделенного тепла.
200
Основы термической обработки
За последние 25 лет в СССР Г. В. Курдюмовым, С. Т. Конобеев-ским и за границей Морисом Коэном и другими исследователями выполнен ряд работ, вскрывающих природу сложных превращений при отпуске, причем в новейших работах к объяснению их механизма привлечена теория дислокаций.
При отпуске закаленной стали, содержащей 0,8% С, структура которой состоит из мартенсита и остаточного аустенита, наблюдаются три накладывающиеся друг на друга его стадии (фиг. 137).
Фиг. 137. Фазовые превращения при отпуске закаленной высокоуглеродистой стали.
Первая стадия отпуска и входящий в него процесс старения закаленной стали, происходящий при температурах примерно до 200°, протекают в условиях малой скорости диффузии атомов углерода. Поэтому группы атомов углерода, выделяющиеся преимущественно по границам блоков мозаики и игл мартенсита, образуются за счет обеднения углеродом его ближайших участков. Мартенсит вследствие этого становится низкоуглеродистым, неоднородным и приобретает меньшую степень тетрагональное™.
Выделившиеся атомы углерода с увеличением температуры и продолжительности отпуска образуют е-карбид, состав и решетка которого отличны от цементита Fe3C.
Превращения при отпуске и старении
201
е-карбид имеет гексагональную решетку и состав, отвечающий формуле Fe2 4 С. Содержание углерода в мартенсите снижается до 0,25%.
Образовавшиеся чрезвычайно тонкие, в несколько атомных слоев, пластинки е-карбида когерентно сопряжены с решеткой цементита, т. е. их решетки на границе имеют общий слой атомов.
Такая смесь неоднородного, низкоуглеродистого мартенсита и мельчайших частичек е-карбида называется отпущенным мартенситом. Под оптическим микроскопом отпущенный
Фиг. 138. Мартенсит, отпущенный при 150° в течение 1 часа:
а — X 1500; б — X 10 000.
мартенсит имеет игольчатую, но более темную, чем неотпущенный мартенсит, структуру (фиг. 138, а), а под электронным микроскопом в нем различаются мельчайшие частички е-карбида (фиг. 138, б); отпущенный мартенсит имеет очень высокую твердость — НRC до 60—65.
В результате первой стадии отпуска структура стали будет состоять из отпущенного мартенсита и остаточного аустенита.
Вторая стадия отпуска при температурах от 200 до 300° заключается в том, что остаточный аустенит превращается в отпущенный мартенсит, а мартенситная основа еще больше обедняется углеродом.
Третья стадия отпуска при температурах от 300 до 400° заключается в растворении мельчайших неустойчивых частичек е-карбида и последующего выделения и роста обособленных более крупных и устойчивых частиц цементита Fe3C, располагающихся по границам блоков мозаики и игл мартенсита.
В результате отпущенный мартенсит превращается в троостит отпуска, при этом почти заканчивается выделение углерода из твер-
202
Основы термической обработки
дого раствора (мартенситной основы) и снимается значительная часть искажений его решетки и внутренних напряжений.
Под оптическим микроскопом троостит отпуска (фиг. 139, а) обнаруживает очень темное игольчатое строение, а при исследовании под электронным микроскопом (фиг. 139, б) его структура
Фиг. 139. Структура стали после отпуска:
а — троостит отпуска (X 500); б — троостит отпуска (Х8000); в — сорбит отпуска (Х500); г — сорбит отпуска (Х8000) (А. В. Смирнова).
оказывается состоящей из ферритной основы с рассеянными в ней мелкими частичками цементита. Троостит отпуска имеет твердость примерно HRC 40—45, которая зависит от химического состава стали, температуры и продолжительности отпуска. Чем выше температура отпуска и чем продолжительнее его время, тем ниже твердость троостита отпуска. Высокая твердость троостита отпуска объясняется измельченностью (дисперсностью) частичек цементита и искажениями решетки его ферритной основы. Троостит отпуска является весьма ценной структурой для деталей, от которых требуются вы
Превращения при отпуске и старении
203
сокие пределы прочности и упругости (например, для рессор и пружин).
При дальнейшем повышении температур отпуска от 400 до 723а происходит коагуляция, рост частиц цементита и окончательное снятие искажений решетки ферритной основы и внутренних напряжений.
Коагуляция и рост частиц цементита требуют высокой температуры и являются важнейшим процессом отпуска, во время которого размеры частиц Fe3C увеличиваются чрезвычайно сильно.
Фиг. 140. Структуры стали после отпуска при 700°: а — X 1500: б — X 10 000.
Структура, полученная при высоких температурах отпуска (порядка 500—600°), называется сорбитом отпуска; она состоит из феррита и мелких зернышек цементита. Сорбит отпуска под микроскопом имеет светлую игольчатую структуру (фиг. 139, в), иногда эта игольчатость у сорбита не наблюдается. Частички цементита в сорбите отпуска значительно укрупнены и сфероидизованы, что очень хорошо наблюдается под электронным микроскопом (фиг. 139, г).
Сорбит отпуска отличается хорошим комплексом механических свойств — высоким пределом упругости при достаточной ударной вязкости и твердости (HRC 30—40), которая также зависит от температуры отпуска, его продолжительности и химического состава стали. Сорбитная структура является весьма желательной для деталей машин, которые подвергаются действию высоких напряжений и ударам и работают при переменной нагрузке.
204
Основы термической обработки
Дальнейшее повышение температуры отпуска, т. е. выше 650°, и приближение ее к Лс, ведет к дальнейшей коагуляции и укрупнению частиц цементита, снижению твердости до HRC 20 и ниже. Можно считать, что, начиная с отпуска при 650°, уже образуется зернистый перлит (фиг. 140, а). Под электронным микроскопом в структуре зернистого перлита (фиг. 140, б) частички цементита выглядят сфероидизованными и крупными.
ЛИТЕРАТУРА
Архаров В. И., Кристаллография закалки стали, Металлургиздат, 1951.
Болховитинов Н. Ф., Величина зерна и свойства стали, Металлургиздат, 1943.
Б очва р А. А., Основы термической обработки сплавов, Металлургиздат, 1940.
Металловедение и термическая обработка, ВНИТОМАШ, Сборник, Машгиз, 1955.
Вопросы физики металлов и металловедения. АН УССР, 1950—1959.
Гуляев А. П., Термическая обработка, Машгиз, 1960.
Металловедение и термическая обработка, Справочник, Металлургиздат, 1956.
М и н к е в и ч Н. А., Курс термической обработки стали и чугуна, ОНТИ, 1935.
Термическая обработка металлов, материалы конференции, МОНИТОМАШ, Машгиз, 1950.
Проблемы металловедения и физики металлов, Сборники трудов ЦНИИЧермета, Xs 1, 2, 3, 4, 5 и 6, Металлургиздат, 1949, 1951, 1952, 1955 и 1958.
Садовский Б. Д., Малышев К. А. иСазонов Б. Г., Фазовые и структурные превращения при иагреве стали, Металлургиздат, 1954.
Термическая обработка металлов, материалы конференции, Уралнитомаш, Машгиз, 1950 и 1952.
Фазовые превращения в железоуглеродистых сплавах. Машгиз, 1950.
Труды НТО черной металлургии, т. Ill, Металлургиздат, 1955.
Труды секции металловедения и термической обработки металлов. № 1, ЦП НТО Машпром, 1958.
Труды Уральского политехнического института, сб. 46, 1954.
Штейнберг С. С., Основы термической обработки. Металлургиздат, 1945.
Atlas of Isothermal Transformation Diagrams and Supplement to Atlas. U. S. Steel Covp., 1951, 1953.
Atlas zur Warmebehandlung der Stable, Teil 1, II, Wever F., Rose A., 1954, 1956, 1958.
D e 1 a b а г t G., Constantan A., Courbes Transformations des Aciers de Fabrication Francaise, vol. I (1954), vol. II (1956).
Iron and Steel Institute, Special Report N 56, Atlas of Isothermal Transformation Diagrams of B. S. En. Steels, Snd ed. 1956.
Hultgren А. и др., Isothermal Transformation of Austenite and Portioning of alloying Elements in Low Alloy Steels, 1953.
Progress in Metal Physics, vol. 7, 1959.
Simposium on Techniques for Electron Metallography, ASTM, 1954.
The Mechanism oh Phase Transformation in Metals, Institute of Metals Monograph N 1, 8, 1956.
ГЛАВА VIII
ПРАКТИКА ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
1. НАГРЕВ МЕТАЛЛА И КОНТРОЛИРУЕМЫЕ АТМОСФЕРЫ
Методы нагрева. Нагрев печей, применяемых при термической обработке, производится электроэнергией, газом, жидким или твердым топливом.
По конструктивным особенностям печи разделяются на печи периодического действия (камерные, шахтные, колпаковые и печи-ванны) и на печи непрерывного действия (толкательные, конвейерные, протяжные, с вращающейся ретортой, с роликовым, вибрирующим или шагающим подом и т. д.).
В зависимости от среды, в которой нагреваются детали, печи разделяются на печи с воздушной атмосферой и продуктами горения; с контролируемой или защитной атмосферой, получаемой вне печи или внутри нее, и печи-ванны (масляные, свинцовые, соляные с внешним обогревом и соляные — электродные). Нагрев в соляных и свинцовых ваннах является более равномерным и быстрым, чем в печах.
Процессы термической обработки в настоящее время в значительной мере механизируются и автоматизируются. Это облегчает труд рабочих, повышает производительность труда, улучшает и делает более однородным качество деталей. Одновременно сокращается расход топлива и электрической энергии на термическую обработку и повышается коэффициент использования оборудования.
Для этого применяют механизированные, поточнодействующие печи, снабженные автоматикой, позволяющей точно поддерживать необходимую температуру, дозировать подачу топлива и воздуха или электроэнергии, перемешивать среду иагрева и охлаждения, перемещать детали в печи с определенной скоростью, быстро передавать их в охлаждающую среду и т. д.
Изделия должны прогреваться в печах или в ваннах так, чтобы температура в разных их частях успела выровняться. Неравномерный нагрев вызывает внутренние (термические) напряжения, следствием которых может быть коробление и даже трещины Трещины скорее всего могут появиться в начале нагрева, когда металл еще не успел перейти в достаточно пластичное состояние
Наибольшая техническая возможная скорость нагрева определяется типом нагревательного устройства, весом одновременно нагреваемого металла, теплопроводностью, теплоемкостью и температуропроводностью металла, его структурой, конструктивной формой изделий и температурой нагрева.
Например, для нагрева, включая и выдержку, круглых изделий из углеродистой стали при закалке можно рекомендовать следующие примерные нормы времени: в пламенной печи — 1 мин. на 1 мм сечения; в соляной ванне — 0,5 мин. на 1 мм сечения.
Для квадратных и плоских изделий из легированной стали это время должно быть увеличено1.
1 Подробные сведения об оборудовании для термической обработки и нормах нагрева — см. список литературы в конце этой главы.
206
Практика термической обработки
Контролируемые (защитные) атмосферы. Обычно в атмосфере нагревательных печей содержится ряд агрессивных газов, которые производят окисление и обезуглероживание поверхности металла, что ведет к резкому ухудшению качества нагреваемых изделий. Например, окисление и обезуглероживание стали при термической обработке вызывает следующие крупнейшие дефекты:
1.	Поверхность изделий, подвергающаяся наибольшим напряжениям и износу при эксплуатации (фиг. J4C а), становится более
Фиг. 141. Структура поверхности стали после нагрева (Х100):
а — в печи с обыкновенной атмосферой; б — в печи с защитной атмосферой.
мягкой и гораздо менее прочной. Обезуглероживание резко снижает предел выносливости стали, что особенно вредно для пружин, рессор, шестерен, разных валов, а также режущего и измерительного инструмента.
2.	Образование окалины не только вызывает угар металла, но и искажает геометрическую форму изделий и портит их чистую поверхность. Окалину с поверхности изделий приходится удалять введением дополнительных трудоемких операций — травления, пескоструйной и дробеструйной очистки, очистки в барабанах и т. д.
3.	Слой окалины на поверхности является тепловой изоляцией и понижает скорость нагрева стальных изделий.
Для защиты изделий от окисления и обезуглероживания приходится применять особые меры, важнейшая из которых — применение, в печах электрических, муфельных или с радиационными (излучающими) трубами специально приготовленных контролируемых ат
Нагрев металла и контролируемые атмосферы
207
мосфер заранее заданного определенного состава. Применение контролируемой атмосферы может полностью устранить обезуглероживание и окисление поверхности металла (фиг. 141, б).
Наиболее важные при нагреве стали газы печной атмосферы можно разбить на следующие группы: 1) окисляющие газы О2, СО2 и пары Н2О; 2) восстанавливающие — СО, Н2 и СН4; 3) обезуглероживающие — СОЯ и пары Н2О; 4) науглероживающие — СО и СН4; 5) нейтральные N2, Аг и Не.
Контролируемые атмосферы приготовляются в специальных установках и представляют смеси из некоторых газов. В зависимости от способа изготовления их разделяют на следующие основные типы: 1) ПС — продукты частичного сжигания газа; 2) ГГ — генераторный газ; 3) ПС-Э — эндотермическая атмосфера; 4) ДА —диссоциированный аммиак; 5) инертные газы.
Простыми по приготовлению и экономичными являются контролируемые атмосферы из природных или сжиженных углеводородных газов, получаемые путем их частичного сжигания по двум схемам:
1) в эндотермическом генераторе — атмосфера ПСЭ;
2) в обычной камере сжигания — атмосферы ПС.
Примерный состав этих контролируемых атмосфер приведен в табл. 10.
Таблица 10 Контролируемые атмосферы ПСЭ, ПС-06 и ПС-09
Тип защитной	атмосферы	Состав сухой атмосферы в */0	|					
		СО	со,	н,	сн«	N,	Точ ка росы 1 в °C
пс-э . .			20	До 0,3%	40	До 1	39	От +20 до —20
ПС-06 . .			10	6	15	1—2	67	От +4 до +20
ПСО-69			2,0	0,1	2,0	Нет	96,0	-40
1 Точкой дер жащейся	росы мазь вается температура в атмосфере влаги.			при которой начинается конденсация со-			
Наиболее перспективной является эндотермическая атмосфера ПС-Э, которая получается путем смешения газа и воздуха в определенном и точном соотношении и последующего частичного сжигания этой смеси в эндотермическом, т. е. обогреваемом извне (до 950— 1050°), генераторе, наполненном специальным катализатором; при этом происходит очистка атмосферы от СО2 и Н2О. Воздух добавляется в минимальном количестве, необходимом для сжигания только с образованием окиси углерода (СО). Например, при коэффициенте избытка воздуха а = 0,25 благодаря присутствию активного катализатора такая реакция идет до конца с разложением метана и без увеличения содержания СО2 и Н2О.
208
Практика термической обработки
Основные преимущества эндотермической атмосферы перед другими защитными атмосферами следующие: 1) экономичность; 2) простота установки для её приготовления и возможность автоматизации ее работы; 3) регулируемость и универсальность, позволяющая применять ее к различным сталям и чугунам с содержанием от 0,2 до 2% С и к различным видам термической обработки (закалка, отжиг, нормализация), за исключением высокого отпуска. При соответствующей регулировке — увеличении содержания в ней метана (СН4) или аммиака (NH3) — эндотермическая атмосфера может обо-
Фиг. 142. Опытные кривые равновесия эндотермической атмосферы с углеродистой сталью.
гащать поверхность стали углеродом или азотом или и тем, и другим, т. е. применяться для химико-термической обработки (см. гл. X).
При этом можно получать заданное количество углерода на поверхности стальных изделий (например 0,8%).
Недостатком эндотермической атмосферы является ее взрывоопасность благодаря высокому содержанию горючих газов СО и Н2, поэтому при ее применении на производстве следует строго выполнять необходимые правила техники безопасности.
Важным достоинством эндотермической атмосферы является возможность регулировать содержание углерода на поверхности стали по температуре точки росы и, следовательно, автоматизировать процесс термической обработки с обеспечиванием качества обрабатываемых изделий. Для этого пользуются кривыми равновесия между эндотермической атмосферой с разной температурой точки росы и сталью (фиг. 142), которые получены методом прямого измерения результатов нагрева в промышленных печах. Эти кривые показывают, что чем выше температура точки росы, тем ниже будет содержание углерода на поверхности нагреваемой стали. С повышением температуры печи понижается точка росы.
Если температура точки росы постоянна, то чем выше температура печи, тем ниже содержание углерода на поверхности нагревав-
Нагрев металла и контролируемые атмосферы
209
мой стали. Температура точки росы определяется особым прибором, например по изменению удельного электросопротивления насыщенного раствора соли (LiF) в зависимости от влажности атмосферы.
Применение эндотермической атмосферы требует повышенной герметичности в конструкции печей и обеспечения содержания СО2 и Н2О в атмосфере из генератора ниже 0,1—0,2% каждого во избежание ее обезуглероживающего действия.
Контролируемая атмосфера ПС-06 получается путем частичного сжигания газа с коэффициентом избытка воздуха а = 0,6. Смесь газа и воздуха, полученная в смесителе, поступает в камеру сжигания, где при 900—1100° производится ее частичное сжигание.
Затем продукты сжигания охлаждаются до 17—25° проточной водой в трубчатом охладителе для понижения ее влажности.
Атмосфера ПС-06 применяется при светлом отжиге низкоуглеродистых сталей; стали, содержащие выше 0,4% С, в ней обезуглероживаются.
Контролируемая атмосфера ПС-09, получаемая при коэффициенте избытка воздуха а = 0,9, содержит много СО2 и Н2О, поэтому требует очистки и осушки в очень сложной установке. Это и ограничивало ее применение, несмотря на высокое качество и взрывобезопас-ность.
За последнее время методы очистки контролируемых атмосфер от агрессивных газов существенно усовершенствованы и упрощены путем применения твердого фильтра, так называемого «молекулярного сита». Молекулярное сито представляет смесь кристаллической соды и кальцийалюминиевых силикатов, которая после нагрева получает тончайшую пористость и задерживает крупные молекулы агрессивных газов СО2, паров Н2О, SO2, H2S и следы окислов азота. Более мелкие молекулы газов N2, Н2, СО и О2 свободно проходят через сито. В работе молекулярное сито засоряется и может восстановить свои поры после продувки через него горячего воздуха.
Таким образом, молекулярное сито позволяет сразу в простой установке получать высокую степень очистки контролируемой атмосфер ы. ПС-О9 и вообще получать атмосферы почти из одного азота.
Для безокислительного нагрева высокохромистых (более 5% Сг), высоколегированных сталей и нержавеющей стали применяется защитная атмосфера из продуктов диссоциации аммиака ДА, которая после осушки имеет температуру точки росы от—50 до—60°.
Широкое применение защитных атмосфер привело к специализации их применительно к отдельным типичным случаям (см. литературу в конце этой главы).
При нагреве в соляных ваннах также может произойти обезуглероживание поверхности, если регулярно не проводить раскисление ванны. Например, ванны с хлористым барием для нагрева быстрорежущих сталей под закалку обычно раскисляют введением в них ферросилиция.
14 Болховитинов Н. Ф. 302
210
Практика термической обработки
2. ОТЖИГ И НОРМАЛИЗАЦИЯ
Отжигом называется операция термической обработки, при которой путем нагрева, выдержки и последующего медленного охлаждения в стали образуется устойчивая (равновесная) структура, свободная от остаточных напряжений.
Отжиг стали бывает с фазовой перекристаллизацией — полный, изотермический, на зернистый перлит и диффузионный, а также без фа-зовой перекристаллизации — рекристаллизационный.
Если охлаждение стали после нагрева и выдержки производится на воздухе, то такая операция термической обработки называется нормализацией.
Основное назначение отжига и нормализации — улучшение обрабатываемости стали режущим инструментом, улучшение ее штампуемости в холодном состоянии и подготовка структуры к последую щим процессам окончательной термической обработки. При отжиге или нормализации отливки и поковки освобождаются от внутренних напряжений, приобретают мелкозернистость и вязкость, одновременно улучшаются их механические свойства, машиностроении получила опе-
рация нормализации углеродистой стали, которая в производственном отношении является наиболее простой и экономически выгодной, обеспечивающей качественные результаты.
Полным отжигом называется операция термической обработки, при которой происходит фазовая перекристаллизация в результате нагрева стали на 30—50° выше линии GSK (точки Лс3) (фиг. 143) с выдержкой и последующим медленным охлаждением вместе с печью. Охлаждение вместе с печью можно производить тремя способами в зависимости от размера деталей и марки стали: при полностью выключенном отоплении, при частично выключенном отоплении, при полностью выключенном отоплении и открытых дверцах.
Полный отжиг сопровождается фазовой перекристаллизацией в результате нагрева выше критической температуры, образования

£
'5 s
Диффузионный отжиг
Высокая +»> нормализация >мализация Отжиг и закалка
1100
1000
910
800
ss
°C 1200
С
700
600
500
400
Отжиг на зернистый перлит
Высокий отпуск
Sj
| *
300
200

100
^Низкотемпера-турный отжиг для снятия вну-л//////, треннш напряжений 'Низкий отпуск | ,
Фиг.
0,5
143. Нижняя сплавов железа
0,83 1,0	% С
часть диаграммы с углеродом.
Наибольшее распространение в
Отжиг и нормализация
211
аустенитной структуры и полного превращения последней при охлаждении в феррито-цементитную смесь.
а)	5)
Фиг. 144. Структура доэвтектоидной стали (X100): а — до отжига; б — после отжига.
В результате полного отжига крупнозернистая сталь (фиг. 144, а) получает мелкозернистую структуру (фиг. 144, б), освобождается
от внутренних напряжений, становится мягкой и вязкой.
Для полного отжига удобны печи с выдвижным подсм. В этих печах можно исключать из общего времени отжига время на укладку, упаковку и разгрузку деталей. Для отжига детали упаковывают в ящики, трубы или реторты, которые затем заполняют песком, чугунной стружкой или углем, чтобы предохранить поверхность детален от обезуглероживания и окисления. Наилучшие результаты в этом отношении дает применение защитной атмосферы. Отжиг в защитной атмосфере иногда называют светлым, так как при этом способе обезуглероживание и окисление сводятся к минимуму и поверхность деталей остается относительно светлой.
Изотермический отжиг (фиг. 145) заключается в нагреве стали на 30—50° выше Ася, т. е. до
Фиг. 145. Схема изотермического отжига стали.
полного завершения превра-
аустенитного состояния, охлаждении ее до температуры несколько ниже критической точки Аг\, изотермической выдержке, достаточной для щения аустенита в перлит (в доэвтектоидной стали феррит и перлит), и последующем охлаждении на воздухе. Температура
212
Практика термической обработки
изотермической выдержки зависит от требуемой структуры перлита; например, если требуется получить крупнопластинчатый перлит, то температура должна быть около 650—700°.
Изотермический отжиг позволяет сокращать длительные циклы, применяемые при обыкновенном отжиге высоколегированной стали, с 15—30 до 4—7 час. и дает возможность простыми и быстрыми средствами добиваться значительного улучшения обрабатываемости стали режущим инструментом.
Возьмем в качестве примера легированную мелкозернистую хромоникелевую сталь, содержащую 0,45% С (45ХН). Чтобы эта сталь хорошо обрабатывалась режущим инструментом, она должна иметь структуру крупнопластинчатого перлита и разорванной ферритной сетки. Между тем, поковки из таких сталей получаются с вязкой структурой зернистого перлита, перемешанного с большим количеством феррита, т. е. со структурой, которая не может обеспечить надлежащее отделение стружки и хорошую обрабатываемость.
Изотермический отжиг таких сталей производится в печах непрерывного действия с четырьмя зонами температур — 800, 870, 700 и 650°. Выдержка в течение 4—5 час. в первых двух зонах создает однородный аустенит, а такая же выдержка в остальных двух зонах способствует полному завершению перлитного превращения.
Преимуществами изотермического отжига является однородность, высокое качество изделий и ускорение операции отжига, особенно изделий из легированной стали. Например, в случае высокого содержания в стали хрома, никеля и других элементов только изотермический отжиг позволяет добиться превращения очень устойчивого аустенита стали в перлит и феррит и обеспечить легкую обрабатываемость режущим инструментом.
Отжигом на зернистый перлит называется операция термической обработки, заключающаяся в длительном нагреве стали несколько выше линии PSK С<4<ц), в результате которого в структуре стали карбиды приобретают округлую или зернистую форму. Назначение такого отжига — понизить твердость и улучшить обрабатываемость инструментальных или подшипниковых сталей.
Структура зернистого перлита получается лишь при том условии, если при нагреве (см. фиг. 143) до аустенитного состояния сохранились частицы нерастворенных карбидов; в противном случае при получении однородного аустенита он превращается в пластинчатый перлит. Поэтому при отжиге на зернистый перлит нагрев не должен превышать температуры Аст (для заэвтектоидных сталей). В доэвтек-тоидной стали зернистый перлит получается с большим трудом.
Зернистый перлит можно также получить путем закалки (нормализации) и последующего полного (на 10—15° ниже Лс^ отпуска.
Крупные слитки высоколегированных сталей имеют сильную дендритную ликвацию и неоднородный химический состав. Неоднородность химического состава устраняется длительным (8—15 час.) высокотемпературным (от 1050 до 1150°) диффузионным отжигом (см. фиг. 143). Такому отжигу подвергают отливки из Хромоникелевых, марганцовистых и других сталей с высоким содер
Отжиг и нормализация
213
жанием легирующих примесей. Подобный же отжиг применяют для автоматных сталей, чтобы путем удаления сульфидов с границ зерен и их коагуляцией устранить красноломкость.
Рекристаллизационным называется отжиг стали, прошедшей холодную прокатку, волочение или холодную штамповку при температуре выше температуры рекристаллизации, но ниже температуры фазового превращения с выдержкой при этой температуре и последующим охлаждением (см. фиг. 143). При таком отжиге полностью завершается возврат и рекристаллизация. Рекристаллизационный отжиг устраняет твердую деформированную структуру, заменяя ее мелкозернистой, равноосной, мягкой и вязкой структурой.
Для мягкой стали температура рекристаллизационного отжига 650—700°. Это удобно для производства, так как даже при отсутствии защитной атмосферы не происходит большого обезуглероживания и окисления на поверхности стали. Однако в случае неравномерной деформации стали при холодной штамповке и наличия в некоторых частях полуфабриката зон критического наклепа при межоперационном рекристаллизационном отжиге получается гигантский рост зерна, который вызывает разрывы и брак при последующих операциях штамповки. Для устранения этого рекристаллизационный отжиг заменяют нормализацией в печах с защитной атмосферой.
Иногда рекристаллизационный отжиг стали (см. фиг. 143) заменяют низкотемпературным отжигом (отпуском) для снятия внутренних напряжений, который производят при 300—400°. Например, навитые в холодном состоянии пружины клапанов подвергают такому отжигу при температурах порядка 350° для снятия остаточных напряжений первого рода и устранения изменения размеров пружин в работе.
Нормализацией называется операция нагрева стали на 30—50° выше линии GSE (точки Ас3, Acrm) (см. фиг. 143) с выдержкой при этой температуре и последующим охлаждением на спокойном воздухе. Нормализацию применяют для устранения внутренних напряжений и наклепа, повышения механических свойств стали, а также для подготовки структуры перед окончательной термической обработкой, холодной штамповкой или перед механической обработкой. Нагрев выше линии SE (точки Асст) заэвтектоидной стали при ее нормализации производится с целью растворения цементитной сетки или для подготовки структуры для закалки. Само слово нормализация указывает на то, что сталь после этой операции получает нормальную, однородную для данной партии деталей мелкозернистую структуру, перлит приобретает тонкое строение.
Для улучшения обрабатываемости углеродистых сталей с содержанием до 0,3% С, сталей по существу вязких и мягких, необходимо получать при резании хрупкую стружку, а не вязкую. В этом случае улучшить обрабатываемость можно только укрупнением размера действительного зерна при нормализации. Для этого нагрев при нормализации необходимо проводить значительно выше Ас3, т. е.
214
Практика термической обработки
примерно до 950—1000°, что приведет к росту зерна аустенита и получению после охлаждения крупных зерен феррита и перлита.
Нормализации подвергают и отливки, и поковки. Их первоначальная крупнозернистая структура после нормализации превращается в мелкозернистую.
В настоящее время нормализация распространена в машиностроении больше, чем отжиг, так как она является гораздо более производительной операцией, требует меньших производственных площадей, меньше оборудования и рабочей силы.
3.	ЗАКАЛКА СТАЛИ
Закалкой стали называется операция термической обработки, заключающаяся в нагреве до аустенитного состояния доэвтектоидной стали или до аустенитно-карбид-ного состояния заэвтектоидной, выдержке и охлаждении в различных средах с различной скоростью с целью сохранения при комнатной температуре неустойчивых структур (продуктов превращения аустенита), а следовательно, и повышения твердости и прочности.
При обыкновенной закалке сталь нагревают до температуры выше линии GSK (на 20—40° выше точки Acs для доэвтектоидной стали и на 30—50° выше точки Дс, для заэвтектоидной, см. фиг. 143), дают выдержку в тече ние времени, достаточного для завершения фазового превращения и выравнивания температуры по сечению
Фиг. 146. Схема закалки стали, детали, и охлаждают с необходимой скоростью (фиг. 146).
Закалка в зависимости от температуры нагрева разделяется на полную и неполную. Неполная закалка при охлая дении в холодной воде, т. е. закалка с нагревом выше линии PSK (точка Дс,), но ниже GSE (точки Дс3, Асет), приводит к структуре мартенсита с зернами феррита для доэвтектоидной стали и мартенсита с зернами вторичного цементита для заэвтектоидной стали, а полная, т. е. при нагреве выше GSE (точки Дс3, Ас(т), дает структуру мартенсита с некоторым количеством остаточного аустенита.
Для доэвтектоидной стали лучшие результаты (наивысшую твердость) дает полная закалка, т. е. закалка нагревом выше линии GS (точка Ас3). Неполная закалка вследствие наличия нерастворив-шегося мягкого феррита в структуре стали не может обеспечить высокую твердость деталей.
Закалка стали
215
Для заэвтектоидных сталей, наоборот, неполная закалка, т. е. закалка с нагревом выше линии SK (точка Асх) (см. фиг. 143), но ниже линии SE (точка Асст), дает лучшие результаты, чем полная, потому что вторичный цементит или карбиды не растворяются полностью в аустените и остаются после охлаждения среди мартенсита. Присутствие этих карбидов, имеющих округлую форму, не только не снижает, но даже немного увеличивает твердость закаленной заэвтектоидной стали. Полная закалка с нагревом такой стали выше линии SE (точка Асст) дает перегрев и лишние термические напряжения, а твердость по сравнению с неполной закалкой даже немного снижается за счет растворения карбидов и увеличения остаточного аустенита.
В производстве закалку можно осуществлять в спокойной жидкости или в жидкости с принудительной циркуляцией, а также путем обрызгивания (струйчатая закалка).
Для уменьшения разницы в температурах металла и закалочной среды детали перед закалкой, если нагрев проведен до температур, значительно превышающих температуру закалки данной стали, под-стуживают в печи или на спокойном воздухе (закалка с по д-стуживанием). Это обеспечивает уменьшение внутренних напряжений и коробления изделий, особенно цементованных (см. стр. 315).
Прерывистая закалка заключается в том, что детали охлаждают в воде, чтобы исключить превращение аустенита в зоне его наименьшей устойчивости, и при достижении температуры порядка 200—300° погружают в масло или оставляют на воздухе, чтобы мартенситное превращение происходило в условиях медленного охлаждения, что значительно снижает внутренние напряжения.
Закалка может сопровождаться самоотпуском за счет тепла той части изделия, которая не погружена в закалочную среду, или за счет тепла в.(утренних слоев изделия путем выгрузки изделий из охлаждающей среды до полного их охлаждения по всему сечению.
Закалка с самоотпуском применяется преимущественно для местной термической обработки в мелком и серийном производстве, а также при высокочастотной закалке (см. гл. IX).
Изотермической закалкой называется операция нагрева стали, как и при обыкновенной закалке, выше линии GSK (см. фиг. 143), (т. е. до аустенитного состояния доэвтектоидной стали или аустенито-карбидного — заэвтектоидной), ускоренного ее охлаждения в зоне наименьшей устойчивости аустенита в расплавленной соли, имеющей температуру выше точки Мн (фиг. 147, а), выдержки в горячей среде в зоне промежуточного превращения, достаточной для его полного завершения, и последующего охлаждения на воздухе. Температура изотермической выдержки зависит от требуемых свойств деталей и лежит выше точки Мн, но ниже температуры эоны перлитного превращения.
216
Практика термической обработки
Изотермическая закалка позволяет в значительной степени устранить большую разницу в скорости охлаждения поверхности и сердцевины изделий, являющуюся основной причиной образования термических напряжений. Кроме того, при изотермической закалке без-диффузионное мертенситное превращение заменяется диффузионным промежуточным превращением, которое протекает постепенно и одновременно по всему сечению, что уменьшает образование структурных напряжений. При охлаждении после изотермической выдер-
Фиг. 147. Схема закалки стали:
а — изотермической; и — ступенчатой
жки, благодаря закончившемуся превращению аустенита, структурные изменения уже не происходят.
В результате только изотермической закалки детали получают структуру бейнита с высокой или средней твердостью, достаточно вязкую, прочную и хорошо сопротивляющуюся ударной нагрузке. Отсутствие значительных термических и структурных напряжений резко снижает брак, связанный с образованием трещин, короблением и изменением размеров деталей.
Другими методами закалки структуру бейнита получить не удается.
Изотермической закалке подвергают детали из простых углеро дистых и низколегированных сталей тонкого сечения, например, не больше 5—10 мм, так как вследствие очень малой устойчивости их аустенита при больших сечениях невозможно в горячей среде переохладить аустенит без распада до температур, лежащих несколько выше точки Мн. Изотермическая закалка деталей более крупных сечений применима главным образом к высоколегированным
Закалка стали
217
сталям, у которых аустенит обладает высокой устойчивостью (кривые на диаграммах изотермического превращения аустенита достаточно сдвинуты вправо). При этом условии можно избежать перлитного превращения в горячей среде и достигнуть зоны более устойчивого аустенита. Очень хорошие результаты дает изотермическая закалка таких деталей, как пружины, болты, шайбы, трубы, различные мелкие детали для автомобилей, всевозможных машин и механизмов. Изотермическая закалка в расплавленной свинцовой ванне стальной проволоки называется патентированием.
Ступенчатой закалкой называется операция нагрева стали, как и при обыкновенной закалке, выше линии GSK, т. е. до аустенитного состояния доэвтектоидной и аустенито-карбидного заэвтектоидной, ускоренного ее охлаждения в зоне наименьшей устойчивости аустенита в расплавленной соли, имеющей температуру немного выше точки Мн (фиг. 147, б), кратковременной выдержки в горячей среде при температуре немного выше Мн в течение времени, при котором не успевает начаться промежуточное превращение, и последующего охлаждения на воздухе.
При ступенчатой закалке мартенситное превращение протекает почти одновременно в сердцевине и на поверхности детали в условиях постепенного охлаждения на воздухе. Это способствует значительному уменьшению структурных напряжений. За время кратковременной выдержки вблизи Мн температура на поверхности и в сердцевине успевает выровняться (фиг. 147, б), прежде чем начнется мартенситное превращение. Таким путем устраняется основная причина образования закалочных трещин и значительно уменьшаются деформации деталей при закалке.
При ступенчатой закалке изотермическая выдержка должна быть настолько короткой, чтобы не перейти за линию начала промежуточного превращения (фиг. 147, б). Тогда после выдержки детали получается только мартенситная структура, причем структурные напряжения будут минимальными, а термических почти совсем не окажется.
Ступенчатой закалке подвергают инструмент и детали преимущественно мелкого сечения, особенно из углеродистых сталей, у которых выступ кривой начала превращения на диаграмме изотермического превращения аустенита, соответствующий температуре наименьшей устойчивости аустенита, подходит к оси ординат. Увеличение количества легирующих элементов в стали, в первую очередь марганца и хрома, позволяет увеличивать размер закаливаемых деталей. Ступенчатой закалке подвергают мелкие сверла, режущие инструменты, ножи, обоймы шарикоподшипников мелких размеров и многие другие изделия, требующие высокой твердости. Как для изотермической, так и для ступенчатой закалки применяют соляные закалочные ванны, которые существенно отличаются от обычных соляных ванн для нагрева. Соляными ваннами для закалки служат смеси азотно- и азотистокислых солей (KNO3 — NaNO3 или KNO3 — NaNCh в соотношении 1 :1 и расплавы едких щелочей (КОН — NaOH),
218
Практика термической обработки
содержащие 5—7% воды. Ванны должны иметь постоянную температуру, автоматически регулируемую в узких пределах. Нагрев в соляной ванне и закалка в расплаве едких щелочей обеспечивают светлую поверхность деталей.
Закалочные ванны должны быть достаточного объема и с большим количеством расплавленной соли; физико-химические свойства соли должны обеспечивать быстрое охлаждение закаливаемой стали в зоне температур наименьшей устойчивости аустенита. С целью ускорения охлаждения расплавы едких щелочей энергично перемешивают.
Фиг. 148. Макроструктура деталей после местной закалки.
Впервые закалка в горячих средах была осуществлена при термической обработке стали Д. К. Черновым который в 1885 г. докладывал об этом Русскому техническому обществу. Открытие Д. К Черновым точки d позволило производить закалку стали в расплавленном сплаве свинца с оловом при температуре около 200° с последующим медленным ее охлаждением.
К сожалению, в то время это важное открытие русского ученого не было оценено и не получило широкого практического распространения. Только спустя 50 с лишним лет было осознано все научное и практическое значение открытия Д. К. Чернова.
В машиностроении большое значение имеет местное увеличение твердости и прочности деталей и инструмента, осуществляемое местной закалкой. В качестве примера можно привести лезвие и нос лемеха (фиг. 148, о), режущее лезвие сегмента комбайна (фиг 148. б) и рабочую часть зуба молотилки (фиг. 148, в), а также торец стержня клапана, лезвие зубила и т. д.
Существуют три основных способа местного повышения твердости:
1)	нагрев и закалка только той части детали которая должна быть твердой;
2)	нагрев всей детали и закалка только той ее части, которая должна быть твердой;
3)	нагрев и закалка всей детали и отпуск различных мест ее при соответствующей температуре для понижения твердости там, где это необходимо.
Испытания показывают что при переходе от закаленной зоны к незакаленной в первом случае наблюдается резкое падение твердости, во втором — менее резкое, а в третьем — постепенное. Следовательно, для наиболее напряженных и подвергающихся ударам деталей (например, автомобильных полуосей) рекомендуется полная закалка и отпуск той части, которая должна быть вязкой. При нагреве детали в пламенной печи часть ее, которая не должна прогреваться, защищают накладками. При нагреве в свинцовой ванне деталь погружают в свинец только той частью, которую нужно закалить.
Закалка стали
219
Закалочные среды. Правильный выбор закалочной среды имеет большое значение для успешного проведения термической обработки. Наиболее распространенными закалочными средами являются вода, 5— 10%-ный водный раствор едкого натра или поваренной соли и минеральное масло, а также расплавы солей с низкой температурой плавления.
При закалке требуется переохладить аустенит до температуры Мн путем быстрого охлаждения стали при температурах наименьшей устойчивости аустенита, т. е. при 650—550°. В зоне температур мартенситного превращения, т. е. ниже 300°, наоборот, выгоднее применять замедленное охлаждение, так как образующиеся структурные напряжения успевают выравниваться, а твердость образовавшегося мартенсита при выдержке ниже М„ практически не снижается.
Данные о скоростях охлаждения в наиболее распространенных закалочных средах приведены в табл. 11.
Таблица 11
Скорость охлаждения в различных закалочных средах (по С. С. Штейнбергу)
Закалочная среда	Скорость охлаждения в град/сек в интервале температур	
	650—550°	300—200°
Вода при 18°				600	270
»	>50° 		100	270
»	>74° 		30	200
10%-ный раствор в воде едкого натра при 18°	1200	300
10%-ный раствор в воде поваренной соли при 18°	1100	300
Эмульсия масла в воде 		70	200
Мыльная вода		30	200
Минеральное масло 		150	30
Из этих данных видно, что идеальной закалочной среды, которая удовлетворяла бы всем условиям, пока еще нет. Раствор едкого натра в воде и вода выгодны при охлаждении в зоне температур 650—550°, но они могут вызвать внутренние напряжения, коробление и трещины при охлаждении в зоне температур ниже Мн, т. е. 300—200°, вследствие того, что быстро охлаждают в этом интервале температур. Масло, наоборот, невыгодно в зоне температур 650—550° и очень выгодно вследствие умеренного охлаждения в зоне мартенситного превращения, т'. е. ниже 300—200°.
Разная эффективность охлаждающего действия различных закалочных сред хорошо иллюстрируется моментальными фотографиями закалки стального цилиндра в масле, в воде и растворе едкого натра.
При закалке в масле образуется паровая рубашка (фиг. 149, а), препятствующая теплопередаче; так как вследствие вязкости закалочной среды паровая рубашка медленно устраняется, то и охлажде-
223
Практика термической обработки
ние протекает медленно. В воде (фиг. 149, б) паровая рубашка разрывается легче. Следует отметить, что отработавшая вода закаливает сильнее, чем свежая, в которой растворенные газы вызывают образование парогазовой рубашки вокруг деталей. Еще быстрее идет охлаждение в растворе едкого натра; частички его, попадая на раскаленный металл (фиг. 149, в), взрываются и разрушают паровую рубашку. Это преимущество растворов едкого натра обеспечивает
Фиг. 149. Закалка стального цилиндра:
а — н масле; б — в воде; в — в 10%-ном водном растворе едкого натра.
их широкое применение для закалки простых среднеуглеродистых сталей. Наивысшая скорость охлаждения достигается при закалке стали в потоке сжатого холодного защитного газа.
Наиболее распространенные расплавы солей, применяемые для ступенчатой и изотермической закалки, приведены в табл. 12.
Таблица 12
Расплавы солей для ступенчатой и изотермической закалки
Состав	Температура плавления в °C	Рабочая температура в °C
1 				 N’aNCZj	310	400—550
55% К\О3 + 45% NaNO2	143	160—400
55% KNO3H-45% NaNO3	227	260—550
Закалка стали
221
Применяя при закалке щелочи, рекомендуется для увеличения скорости охлаждения добавлять в них от 5 до 7% воды (перед их расплавлением).
Брак при закалке. Основные виды брака в результате термической обработки: низкая общая твердость или наличие мягких пятен вследствие недостаточной температуры нагрева или малой скорости охлаждения при закалке; повышенная хрупкость; обезуглероживание и окисление поверхности; невыгодное распределение термических и структурных внутренних напряжений; коробление и закалочные трещины; внутренние напряжения, вызывающие поверхностные трещины при шлифовании.
Низкая общая твердость получается или благодаря недостаточной температуре нагрева перед закалкой, или благодаря недостаточной скорости охлаждения при закалке.
Если доэвтектоидную сталь с перлито-ферритной структурой перед закалкой нагреть до температуры между нижней и верхней критическими точками А(\ — Ас3, т. е. между линиями PS и GS (см. фиг. 142), или не дать достаточного времени для полного растворения феррита в аустените при нагреве выше точки Ас3 линии GS, то после закалки в воде получится очень характерная структура из мартенсита и остатков феррита (фиг. 150, а) или из мартенсита, троостита закалки и феррита, указывающая на пониженную твердость деталей.
Присутствие троостита закалки (фиг. 150, б) на поверхности деталей чаще указывает на недостаточно интенсивное охлаждение детали. Троостит закалки (имеет характерные округлые очертания) обычно выделяется по границам зерен около избыточных фаз и неметаллических включений, обусловливая недостаточную твердость деталей. Местное образование троостита закалки вызывается неоднородностью структуры стали, например крупными выделениями феррита, и ведет к образованию мягких пятен на закаливаемых деталях.
Хрупкость получается вследствие сильного перегрева стали перед закалкой, который вызывает крупнозернистость аустенита и образование напряженного и хрупкого крупноигольчатого мартенсита (фиг. 150, в).
Обезуглероживание и окисление (фиг. 150, г) поверхности стали во время ее нагрева является важнейшим пороком закалки, который понижает твердость, прочность и износостойкость наиболее ценных (поверхностных) слоев деталей. На фиг. 150, г справа приведена микротвердость, отвечающая отпечаткам алмазной пирамиды (твердость по Виккерсу). Крупным отпечаткам соответствует очень низкая твердость (до 155) на обезуглероженной поверхности, а мелким — высокая твердость (до 725) в высокоуглеродистом закаленном слое.
К порокам закалки следует отнести образующиеся при закалке термические и структурные напряжения, которые обычно называются внутренними (остаточными), при невыгодном
222
Практика термической обработки
их распределении. Если эти напряжения не превышают предела упругости и направление их противоположно направлению напряжений от внешней нагрузки, то они нейтрализуются внешней нагрузкой, прочность стали повышается. Внутренние напряжения, если их величина выше предела упругости стали, но ниже предела прочности.
а — ферритная сетка; б — троостит закалки; в — круп но игольчатый мартенсит; г — обезуглероживание.
вызывают коробление изделий, которое в некоторых случаях устраняют правкой, но правке поддаются далеко не все изделия, например валы можно править, а зубчатые колеса, конечно, нельзя. Если же при этом внутренние напряжения превысят предел прочности деталей, то они вызывают появление закалочных трещин. Закалочные трещины чаще начинаются в местах поверхностных пороков металла, например у волосовин, закатов, забоин, царапин, глубоких клейм; иногда они появляются спустя некоторое время после закалки.
В зависимости от распределения напряжений, Е. И. Малинкина предложила следующую классификацию трещин, образующихся при
Закалка стали
223
термической обработке: 1) глубокие (фиг. 151, а), преимущественно продольные, идущие от поверхности; 2) внутренние (фиг. 151, 5); 3) поверхностные (фиг. 151, в); 4) трещины отслаивания (фиг. 15 г).
Глубина трещин зависит в значительной степени от размеров изделий. Глубокие трещины (фиг. 152, а) образуются главным образом при сечениях изделий больше 5 мм, прокаливающихся насквозь.
Фиг. 151. Классификация закалочных трещин в зависимости от распределения напряжения первого рода (по Е. И. Малинкиной).
Для их устранения необходимо избегать роста зерна, соблюдая установленный режим нагрева, который должен быть равномерным, применять изотермическую или ступенчатую закалку, отпускать изделия немедленно после закалки и избегать применения стали с карбидной сеткой и карбидной полосчатостью. Наличие остаточного аустенита в структуре закаленных изделий снижает их склонность к образованию трещин.
Внутренние трещины (фиг. 152, б) имеют дугообразный вид и располагаются преимущественно в углах изделий; они образуются в сталях с плохой прокаливаемостью, особенно при невысоких температурах нагрева. Их появление объясняется разницей удельных объемов поверхностного слоя и незакаленной сердцевины. Для уменьшения возможности появления внутренних трещин необходимо избе
224
Практика термической обработки
гать твердости сердцевины в пределах Н RC 35—45 и во многих случаях желательно применять сталь с лучшей прокаливаемостью.
Поверхностные трещины (фиг. 152, в), располагающиеся в виде мелкой сетки на глубину от 0,01 до 2 мм, и трещины отслаивания (фиг. 152, г) возникают благодаря образованию мелких участков структур с разным удельным объемом. Устранение резкого местного
нагрева поверхности изделий при обычной закалке, при закалке цементованной стали, при высокочастотной закалке может предупредить появление этих трещин. Трещины поверхностные и отслаи-ва1 ня предупреждаются немедленным отпуском и самоотпуском.
Внутренние напряжения, превышающие предел текучести стали, но более низкие, чем ее предел прочности, вызывают коробление изделий, которое, где это возможно, исправляют правкой.
Внутренние напряжения иногда являются также причиной появления поверхностных трещин при шлифовании (фиг. 152, в), которые, однако, иногда могут возникнуть и в результате нагрева детали от чрезмерно сильного нажатия абразивного круга.
Прокаливаемость стали
225
4.	ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ СТАЛИ
Определение и практическое значение. При закалке поверхность детали охлаждается быстрее, так как она непосредственно соприкасается с охлаждающей средой, отнимающей тепло. Сердцевина детали охлаждается гораздо медленнее вследствие того, что тепло центральной части детали отводится путем передачи его через массу металла к поверхности и только на поверхности поглощается охлаждающей
жидкостью.
П рокаливаемостью называется способность стали закаливаться на определенную глубину.
При несквозной прокаливаемое™ на поверхности имеется мартенсит, постепенно переходящий в троостит закалки, как это показано на фиг. 153.
Глубину закалки (прокаливаемость) определяют расстоянием от поверхности до слоя с полумартенситной структурой (50% мартенсита и 50% троостита), которая легко определяется по изменению твердости и микроструктуры. Твердость полумартенситной зоны зависит в основном от содержания в стали углерода и приводится в табл. 13.
В современном машиностроении прокаливаемость является одним из основных критериев при выборе стали для изготовления изделий и при выборе технологического процесса производства.
Применение сталей с определенной (регламентированной) про-каливаемостью позволяет расширить область применения низколегированных термически обрабатываемых сталей со всеми вытекающими отсюда последствиями (экономия дорогих легирующих элементов, удешевление машин, экономия металла, облегчение веса и повышение качества деталей, обеспечение однородности качества продукции,
Фиг. 153. Структура стали при несквозной прокаливаемое™.
Таблица 13
Твердость полумартенситной зоны
Содержание углерода в %	Твердость HHC i		Содержание углерода в %	Твердость HRC	
	углеродистая сталь	легированная сталь		углеродистая сталь	легированная сталь
0,08—0,17			25	0,35—0,42	40	45
0,18—0,22	25	30	0,43—0,52	45	50
0,23—0,27	30	35	0,53-0,62	50	55
0,28—0,32	35	40	—	—	—
15 Болховитинов Н. Ф.
302
226
Практика термической обработки
снижение брака, постоянство технологического процесса термической обработки и минимальные его изменения при переходе с одной плавки на другую).
О прокаливаемости и поведении стали при термической обработке можно судить по диаграмме изотермического превращения аустенита. Диаграмма изотермического превращения аустенита дает общую характеристику стали данной марки, определяет величину vKp, а также позволяет судить об изменениях, происходящих при термической обработке, и помогает объяснить происхождение и природу структур, полученных при закалке.
На прокаливаемость стали наиболее сильно влияет ее химический состав, величина природного зерна и другие факторы.
Химический состав стали — легирующие элементы — сдвигают вправо кривые начала и конца превращения на диаграммах изотермического превращения аустенита, уменьшают vKp и, следовательно, увеличивают прокаливаемость. Наибольшее влияние на прокаливаемость оказывают марганец, молибден и хром; влияние кремния и никеля меньше. Чем меньше природное зерно, тем более сдвигается влево кривая начала превращения аустенита на диаграммах изотермического превращения и тем больше vKP и меньше прокаливаемость стали.
На прокаливаемость оказывает влияние также неоднородность химического состава аустенита, т. е. неравномерное распределение в нем углерода и легирующих элементов, приводящее к понижению прокаливаемости стали.
Существенное влияние на прокаливаемость оказывает исходная структура закаливаемой стали, температура нагрева под закалку и закалочная среда. Чем мельче исходная структура, тем дисперснее частички цементита в ней; чем выше температура нагрева и чем быстрее охлаждение дает закалочная среда, тем больше прокаливаемость.
Методика определения прокаливаемости. Существует несколько методов определения прокаливаемости стали. Описание и оценка некоторых из них дается ниже.
У инструментальной стали с небольшой прокаливаемостью. например, у углеродистой стали марок У7—У13, прокаливаемость определяется по виду излома прутка квадратного сечения 20 X 20 мм, закаленного в воде. Критерием для оценки является глубина мелкозернистого закаленного слоя (фиг. 154). По распределению твердости в сечении прокаливаемость конструкционных сталей можно определить путем закалки прутков разного диаметра в воде или в масле, разрезки их и измерения твердости по сечению и построения соответствующих кривых. Ввиду сложности, трудоемкости и длительности определения прокаливаемости по этому способу, особенно в случае обработки прутков крупного сечения, он неудобен для массового производства контроля. Разновидностью этого способа является закалка образцов конусной формы, разрезка их вдоль и измерение твердости по продольной оси. Конечно, разрезка закаленных образцов и здесь значительно усложняет испытание. В настоящее время для определения прокаливаемости чаще применяется метод торцовой закалки, как наиболее надежный и простой.
Метод торцовой закалки. Главным преимуществом этого метода определении прокаливаемости является простота, удобство и надежность результатов, а также легкость изготовления образце®. Это способствует его широкому распространению
Прокаливаемость стали
227
для массового контроля прокаливаемости большинства марок конструкционных сталей.
Определение прокаливаемости методом торцовой закалки по ГОСТу 5657-51 производится на цилиндрических образцах (фиг. 155, «) стандартных размеров (диаметром 25 мм, длиной 100 мм) с цилиндрической головкой. Нагрев образцов производится в печи с контролируемой атмосферой или в стальном ящике, где образец ставится на графитовую подставку и закрывается стальной крышкой для предо
хранения от обезуглероживания.
Температура нагрева образца для закалки определяется по табл. 14; время выдержки при этой температуре 30 мин.
Нагретый образец быстро закрепляют в кронштейне приспособления специальной установки для торцовой закалки (фиг 155, б) и сейчас же, открыв кран, пускают струю воды, которая ударяет в торец образца. После охлаждения образца, продолжающегося 10—12 мин. закалившийся образец вынимают из кронштейна приспособления и сошлифовывают на нем с про-
Фиг. 154. Изломы образцов, характеризующие
прока ливаемость стали.
тивоположных сторон две лы-
ки, снимая слой металла толщиной 0,25 мм по диаметру, чтобы получить горизонтальные площадки для измерения твердости вдоль образца.
При торцовой закалке образец фактически охлаждается со скоростью, постепенно уменьшающейся по мере удаления от торца. Чем дальше данная точка нахо-
дится от торца, тем медленнее охлаждается сталь.
Расстояние, на которое распространяется закалка по длине образца, является при торцовом методе мерой прокаливаемости.
Так как о закалке можно судить по твердости (для конструкционной стали перечисленных выше марок), то каждая точка вдоль испытываемого образца соответствует по твердости некоторому размеру круглого образца, в центре которого при закалке получается та же твер-
Фиг. 155. Испытание на прокаливаемость.
дость.
Измеряя твердость на боковой поверхности образца и нанося полученные данные на диаграмму, можно получить диаграмму прокаливаемости.
На диаграммах прокаливаемости (фиг. 156) по вертикальной оси откладывают значения НRC. а по горизонтальной — расстояние от охлаждаемого торца в миллиметрах (или соответствующие этим расстояниям истинные скорости охлаждения в град/сек. от 700° которые примерно одинаковы для многих сталей и установлены на основании точных измерений изменения температур в разных точках по длине образца при торцовой закалке)
Кривые прокаливаемости разных плавок одной и той же марки, нанесенные на диаграмму, при большом количестве плавок объединяются в так называемую полосу прокаливаемости (фиг 157).
У хорошо прокаливающихся сталей имеет место плавное снижение твердости по мере удаления от торца, а у слабо прокаливающихся — резкое падение ее.
228
Практика термической обработки
Для определения прокаливаемости высоколегированных сталей с особенно хорошей прокаливаемостью пользуются методом торцовой закалки удлиненных до 150 мм образцов. После нагрева таких образцов до температуры закалки их верх-
Фиг. 156. Диаграмма прокаливаемости стали 40Х.
Расстояние ол охлаждаемого торца
Фиг. 157. Полоса прокаливаемости для стали 45.
Таблица 14
Температура иагрева стали для закалки (по ГОСТу 5657-51)
Группа стали	Содержание углерода в %	Температура закалки в °C
Углеродистая, марганцовистая, хромистая, молибденовая, хромомолибденовая, хромоникелевая (при содержании хрома до 1,25% и никеля до 2%) и никельмолибденовая 		До 0,25 0,25-0,36 0,37—0,55 0,56—0,90	900* 870 840 820
Кремнистая, кремнемарганцевая, хромокремнемарган-цевая, хромованадиевая, хромомарганцеванадиевая и хромомолибденовая 		0,15—0,24 0,25—0,44 0,45—0,65	900* 880 870
Хромомарганцетитановая и хромомарганцемолибденовая	До 0,25	900*
Никелевая, хромоникелевая (при содержании хрома более 1,25% и никеля более 2%) и хромоникелемолибденовая 		До 0,25	840
* Температура 900® рекомендуется для цементуемых сталей, детали из которых подвергаются газовой цементации с непосредственной закалкой илн с подстужнванием при температуре не ниже 850°. ля цементации в твердом карбюризаторе температура должна устанавливаться в зависимости от температуры закалки, принятой для деталей из данной стали.		
Прокаливаемость стали
229
няя часть длиной 50 мм помешается в печь с массивным стальным сердечником, нагретым до 650° для уменьшения скорости охлаждения этой части образца, а нижний торец охлаждается водой, как обычно. После охлаждения торца образца струей воды в течение 1 часа весь образец опускается в воду и после охлаждения испытывается по длине на твердость по Роквеллу (шкала С); затем по данным испытаний строится обычная кривая прокаливаемости.
Испытания на прокаливаемость, проводимые по стандартной методике, отличаются большой надежностью и повторяемостью результатов Например, в разных лабораториях испытания образцов, взятых из одного прутка, обнаруживают очень сходные результаты. Образцы, взятые из разных прутков одной и той же плавки, также дают сходные результаты Не обнаруживается заметной разницы в прокаливаемости образцов прокатанных из головной части середины и хвоста слитка.
Однако в прокате очень крупного сечения (в крупных заготовках) прокаливаемость вследствие зональной ликвации в разных местах поперечного сечения разная; у поверхности в зоне более однородных по химическому составу столбчатых кристаллов прокаливаемость лучшая, а в неоднородной, хотя и обогащенной примесями центральной зоне, — более слабая.
На результаты обычных контрольных испытаний практически не оказывает существенного влияния изменение следующих условий испытаний (хотя и не следует их менять и отступать от стандартной инструкции определения прокаливаемости торцовым методом);
а)	температуры закаливающей волы в пределах от 4 до 60°;
б)	высоты свободного столба воды (25—500 мм), его диаметра (8—15 мм) и расстояния от сопла до торца образца (6—20 мм);
в)	длины образца для неглубоко (25—100 мм) и для глубоко (50—100 мм) прокаливающихся сталей;
г)	длительности охлаждения при закалке (10—35 мни.).
Заметное влияние на результаты определения прокаливаемости оказывает исходная структура или предварительная термическая обработка образцов.
Существенное влияние на результаты испытаний оказывает температура и продолжительность нагрева образца перед торцовой закалкой: чем выше температура и продолжительнее нагрев, тем больше прокаливаемость * 1 (в данном случае на прокаливаемость влияет величина зерна аустенита, увеличивающаяся по мере перегрева стали).
Прокаливаемость углеродистой стали. Простые углеродистые стали широко применяются в машиностроении, но термическая обработка их сложна и не всегда дает в поточно-массовом производстве достаточно однородные и высокие механические свойства. Это объясняется тем, что при небольших колебаниях в содержании углерода, марганца и других элементов получается большое различие в прокаливаемости. Например, полученная в результате испытаний большого количества плавок стали марки 45 полоса прокаливаемости (фиг. 157) имеет большую ширину. Это доказывает, что прокаливаемость ее обнаруживает колебания в очень широких пределах. Объясняется это различиями в методе выплавки, разницей в содержании
1 В литературе рекомендуются различные методы расчета прокаливаемости по составу стали и построения расчетных кривых прокаливаемости, но они имеют следующие недостатки:
1) влияние легирующих элементов в расчетах учитывается раздельно, в то время как в сталях они влияют совместно и резко отлично от раздельного их влияния;
2) ряд элементов, например кислород, азот, водород, не учитывается вовсе, тогда как влияние их на прокаливаемость несомненно;
3) технслогия выплавки стали не учитывается в расчетах, тогда как металлургические факторы оказывает существенное влияние на прокаливаемость.
230
Практика термической обработки
кислорода, азота и водорода, не определяемых при рядовых контрольных анализах, разной величиной природного зерна и разной степенью однородности аустенита в разных плавках. Поэтому необходимо про
изводство стали с определенными узкими пределами прокаливаемости
или ее дополнительная сортировка по суженным пределам прокаливаемости. Такая сортировка позволяет устанавливать более рацио-
нальный режим и более узкий интервал температур при закалке
Скорость охлаждения от 700°С
1,5 0J5	75 21
Расстояние ат охлаждаемого
торца
$
а)
углеродистых сталей.
Выбор стали с учетом ее прокаливаемости. В настоящее время прокаливаемость стали, подобно ее прочности, технологическим свойствам и стоимости, является, как было сказано выше одним из основных критериев, которые конструктору приходится учитывать при выборе марки стали для тех или других деталей.
Для установления требуемой прокаливаемости деталей, имеющих поперечное сечение, близкое к кругу, по справочным данным находят скорость охлаждения при закалке в воде
Фиг. 158. Выбор стали с учетом мости.
и масле в зависимости от диа-ее прокаливав- метра детали
Пользуясь полосами прокаливаемости, подбирают марку стали, обеспечивающую при найденной скорости охлаждения требуемую твердость в центре детали. При этом надлежит останавливать выбор на марке стали, наиболее доступной, дешевой и самой удобной для производства, с наименьшей возможной прокаливаемостью.
По данным справочной литературы и диаграммам прокаливаемости можно также подсчитать и изобразить на чертеже распределение твердости по сечению
прутков указанных диаметров, что дает возможность сравнивать результаты испытаний на прокаливаемость обычным методом по твердости в поперечном сечении прутков с результатами, полученными при испытании торцовым методом.
Для деталей сложного сечения скорости охлаждения определяют следующим образом: берут сталь с небольшой прокаливаемостью, например марки 40, чтобы получить отчетливую картину изменения твердости по сечению детали, затем из этой стали изготовляют опытный экземпляр детали и стандартный образец для торцовой закалки.
Опытную деталь нагревают и закаливают, применяя намеченный конструктором технологический процесс или существующий в производстве технологический процесс. Закаленную деталь разрезают (разрезку на станках тонкими наждачными
кругами следует производить с охлаждением, не допуская нагрева детали в месте разреза выше 100 , дабы не снизить твердость вследствие явления отпуска при нагреве) и на плоскости разреза в различных местах измеряют твердость. Полученные данные наносят на чертеж детали, как это показано на фиг. 158, а.
Стандартный образец подвергают торцовой закалке и строят для него кривую прокаливаемости (фиг. 158, б).
Располагая данными о твердости, которая должна быть измерена в различных точках поперечного сечения деталей, находят по кривой прокаливаемости, на каком расстоянии от охлаждающего торца образца получается та или иная твердость (табл. 15).
Отпуск стали
231
Зная расстояния, соответствующие определенной скорости охлаждения в сечении детали, а также твердость, которой должна обладать деталь в той или иной точке его сечения, на основании полос прокаливаемости выбирают такую сталь, которая удовлетворяет этим требованиям.
Таблица 15
Твердость HRC в сечении опытной детали	Соответствующее расстояние от торца стандартного образца в мм	Заданная конструктором твердость в данной точке сечения детали	Твердость 1 HRC в 1 сеченни опытной детали 1	Соответствующее расстояние от торца стандартного образца в мм	Заданная конструктором твердость в данной точке сечения детали
41	1,5	48	’	37	4,7	44
40	2,25	48	'	35	6,0	40
38	4,2	46	1 j		
5, ОТПУСК СТАЛИ
Отпуском стали называется операция термической обработки, при которой путем нагрева ниже критической точки Асг, выдержки и последующего медленного или быстрого охлаждения неустойчивые
Температура отпуска
Фиг. 159. Изменение механических свойств закаленной стали 40 в зависимости от температуры ее отпуска.
структуры мартенсита и остаточного аустенита, полученные при закалке, превращаются в более устойчивые и происходит снижение внутренних (остаточных) напряжений и изменение механических свойств. В процессе отпуска структура закаленной стали при низких темпертурах переходит в отпущенный мартенсит, а при более высоких температурах превращается в троостит отпуска и далее в сорбит отпуска. Такие большие изменения в структуре стали, естественно, вызывают и изменение ее свойств.
На фиг. 159 приведены кривые, которые характеризуют изменение механических свойств закаленной стали в зависимости от температуры отпуска.
232
Практика термической обработки
Как видно из приведенных данных, показатели прочности и твердости с повышением температуры отпуска понижаются, а пластичность возрастает.
Температура отпуска устанавливается в зависимости от требуемых свойств.
Различают низкий, средний и высокий отпуск.
Низкий отпуск производят примерно при 150—200°. Его назначение — понизить внутренние (остаточные) напряжения при сохранении высокой твердости и износостойкости изделий. Этот отпуск, сохраняя высокую твердость, снимает только часть внутренних напряжений. Низкий отпуск применяют для режущего и измерительного инструмента и во всех других случаях, когда требуется высокая твердость и износостойкость.
Отпуск выше 200° вызывает значительное снижение твердости закаленных изделий благодаря укрупнению частиц е-карбида, а при температурах выше 300° — частиц цементита и уменьшению искажений решетки а-железа.
Таблица 16 Примеры применения отпуска
Сталь	Вид отпуска	Температура в °C	Твердость	Структура после отпуска	Изделия, подвергаемые отп уску
Высокоуглеродистая	Низкий	150—200	Выше HRC 60	Отпущенный мартенсит	Калибры и режущие инструменты
Цементованная (науглеро-женная)	Низкий	200—220	Выше HRC 58	То же	Шестерни автомобилей, тракторов, станков и т. д.
Средиеуг-леродистая	Средний	350—450	HRC 35-45	Троостит отпуска	Пружины
	Средний	450—500	НВ 378	То же	Рессоры
	Высокий	600—650	НВ 207—281	Сорбит отпуска	Шатуны и болты; поворотные кулаки, передние оси автомобилей
Отпуск стали
233
Средний отпуск при 350—500° применяется для производства пружин и рессор. Цель его — при повышенной твердости
создать высокие пределы прочности, упругости и выносливости
и улучшение сопротивляемости стали действию ударной нагрузки. Это достигается получением структуры троостита отпуска.
Высокий отпуск производится примерно при 500—650°. Его основное назначение — получить наибольшую вязкость при достаточной твердости и пределах прочности и упругости стали. Назначается этот вид отпуска для деталей, подвергающихся дей-
ствию высоких напряжений, особенно при ударной нагрузке, для создания у них однородной структуры сорбита отпуска (например, у шатунов и шатунных болтов двигателей, у передних осей автомобилей и многих других ответственных деталей).
В табл. 16 приведены некоторые примеры применения различных видов отпуска.
Нагрев при отпуске можно производить в тех же печах, которые применяют для других видов термической обработки, но он требует более равномерной температуры и более точного ее контроля. Для этого в отпускных печах устанавливают вентиляторы для замкнутой циркуляции в них воздуха.
Фиг. 160. Изменение твердости при отпуске закаленной углеродистой стали с содержанием 0,8% С.
С той же целью пользуются при отпуске соляными, масляными
и песочными ваннами и нагретыми массивными плитами.
При отпуске углеродистой стали с 0,8% С ее твердость изменяется как показано на фиг. 160.
Во время нагрева стали для отпуска в пределах 220—320° на ее чистой поверхности образуются характерные цвета побежалости, которые появляются из-за возникновения тончайших пленок окислов. Толщина пленок окислов зависит от температуры нагрева и продолжительности выдержки при температурах нагрева. Низкие температуры дают наиболее тонкую пленку; вызывая интерференцию коротких синих лучей, пленка принимает желтый цвет. Утолщение пленки окислов с повышением температуры вызывает интерференцию более длинных желтых лучей, поэтому такая пленка окрашивается в синий цвет.
При отсутствии пирометров можно приблизительно судить о температурах отпуска по цветам побежалости при одинаковом времени выдержки в пределах до 1—2 час. Светло-желтый цвет соответствует 220°, соломенно-желтый 230°, золотисто-желтый 240°, коричневый 255°, коричнево-красный 265°, пурпурно-красный 277°, фиолетовосиний 285°, светло-синий 300°, темно-синий 315°.
234
Практика термической обработки
Однако цвета побежалости позволяют судить только о температуре поверхности нагреваемой детали, сердцевина которой может иметь более низкую температуру. Поэтому за. исключением особых случаев, где производится отпуск только поверхности детали, определять температуру по цветам побежалости не рекомендуется.
Старение. Старение бывает искусственное и естественное. Искусственное старение происходит при нагреве закаленной стали до 100—170° и представляет собой начало превращения при первой стадии отпуска, группировку атомов углерода в решетке мартенсита и выделение е-карбида с одновременным обеднением углеродом мартенсита, который становится неоднородным и уменьшает степень своей тетрагональности.
Естественное старение — старение, при котором совершаются подобные же процессы при очень длительной, продолжающейся месяцы и даже годы, выдержке закаленной стали при комнатной температуре, когда превращения, происходящие в ее структуре, чрезвычайно затруднены и замедлены.
Напряжения, образующиеся при закалке стали или при холодной ее обработке, и вызываемая ими пластическая деформация, которая увеличивает число дислокаций и других дефектов в металле, сильно облегчают и ускоряют процесс старения.
Искусственное старение применяется для стабилизации структуры свойств и размеров измерительного инструмента или постоянных магнитов, применяемых в приборостроении.
Такое старение производится путем длительной выдержки закаленных изделий при температуре около 100°. При отсутствии специальной печи с автоматической регулировкой температур старение можно производить простым кипячением в воде, так как температура при этом не повысится более 100°. Чтобы ускорить процесс старения путем создания дополнительных термических напряжений и пластической деформации, изделия несколько раз подвергают охлаждению до температур значительно ниже 0° и последующему нагреву. Например, шестикратным охлаждением закаленных калибров до — 70° и таким же количеством промежуточных нагревов до 150° можно за 48 час. достигнуть такой же стабилизации их размеров, как за несколько лет выдержки при комнатной температуре.
Концевые калибры после закалки следует обязательно подвергать искусственному старению до того, как им будут приданы окончательные размеры, иначе их размеры будут изменяться при хранении инструмента благодаря естественному старению.
Старение постоянных магнитов с течением времени изменяет их магнитные свойства. Естественно, что показания приборов, в которых работают такие магниты, искажаются. Чтобы предупредить это явление, постоянные магниты подвергают искусственному старению— нагреванию до 100° в течение 8—10 час. Такое старение, хотя несколько и изменяет их магнитные свойства, однако, делает их стабильными, и показания приборов в дальнейшем не искажаются.
Отпуск стали
235
Старение низкоуглеродистой стали в отличие от высокоуглеродистой происходит не после специальной ее закалки, а в прокатанном состоянии. Процесс старения у нее происходит не в мартенсите, а в феррите. Феррит низкоуглеродистой, особенно кипящей, стали содержит в пересыщенном твердом растворе небольшое количество азота и углерода (примерно 10-5% N и 10'7% С). Это является причиной старения низкоуглеродистой стали, которое резко усиливается после ее холодной прокатки или волочения или под действием напряжений, вызывающих пластическую деформацию и, следовательно, увеличение количества дислокаций. Старение после пла-
стической деформации называется деформационным (механическим) старением.
Такое старение, как и старение высокоуглеродистой закаленной стали, состоит в выделении групп атомов азота и углерода, а затем в образовании частиц нитридов и карбидов. Оно также возрастает при повышении температуры, но большей частью происходит при комнатной температуре, т. е. бывает естественным. Азот, ра-
ООООООООО
ООО о о о о о©
OOOOOOOOO
Сжатие
О О О О О О ООО
----------------Плоскость о о о о о о о *о скольжения
Растяжение оооо О О О о
О О О О о О о о оооооооо Фиг. 161. Сжатые и растянутые участки решетки вблизи дислокации.
створимость и перемещаемость атомов которого в решетке феррита при комнатной температуре примерно в 20 раз больше, чем для углерода, играет основную роль в процессе естественного старения. При повышенных температурах растворимость углерода в феррите повышается.
следовательно, увеличивается его роль в процессе искусственного старения.
Коттреллом предложена дислокационная теория деформационного старения, которая в основном сводится к следующему. После медленного охлаждения при отжиге стали азот и углерод присутствуют в виде сетки нитридов и карбидов по границам зерен и блоков мозаики. Деформация при холодной обработке дробит эту сетку на мелкие осколки и одновременно во много раз увеличивает в металле число дислокаций.
Из осколков нитридов и карбидов атомы азота и углерода перемещаются в соседние участки решетки (фиг. 161) в расположенные в них дислокации, образуя настолько мелкие выделения (слои атомов), что они даже не различаются под электронным микроскопом.
По мере протекания процесса старения все большее и большее количество атомов азота и углерода перемещается к дислокациям. Чем больше степень деформации, тем больше дислокаций и тем больше эффект упрочнения и повышения твердости после старения.
236
Практика термической обработки
Однако при очень большой степени деформации дислокаций становится так много, что атомов для их заполнения не хватает и дальнейшего повышения твердости не наблюдается.
Большую опасность представляет деформационное старение низкоуглеродистой стали для котлов, у которой в местах пробивки отверстий для заклепок после длительного нагрева при работе котла происходит старение. Сталь становится более твердой, теряет пластичность и становится хрупкой, что может вызвать образование трещин, а следовательно, и взрыв котла; особенно опасно это для паровозных и пароходных котлов. Поэтому для таких котлов рекомендуется применять нестареющую сталь. Спокойные мелкозернистые стали с добавкой алюминия или циркония, или титана, или других элементов, предварительно хорошо раскисленные, практически не стареют.
Склонность низкоуглеродистой котельной стали к старению проверяется испытанием на деформационное старение.
Для этого ее подвергают вытяжке с удлинением 10% и нагреву при 250° в течение 1 часа с последующим охлаждением на воздухе и определяют ударную вязкость.
Чувствительность стали к старению устанавливают по отношению изменения ее ударной вязкости после старения к ударной вязкости в исходном состоянии. Старение листовой стали для холодной штамповки будет рассмотрено в гл. XI на стр. 333.
6.	ОБРАБОТКА ХОЛОДОМ
Обработка холодом, или обработка при отрицательных температурах, может быть частью общего цикла термической обработки. Она применяется к сталям, у которых после закалки при охлаждении их до комнатной температуры сохранилось значительное количество остаточного аустенита.
Обработка холодом, т. е. помещение закаленных деталей и инструмента после закалки на некоторое время в среду с отрицательной температурой — ниже Mk, основывается на том, что у таких сталей температура, отвечающая нижней мартенситной точке Mk, вследствие повышенного содержания в этих сталях углерода, а также марганца, хрома, никеля и других элементов, ниже комнатной температуры. В результате обработки холодом происходит превращение остаточного аустенита в мартенсит и, следовательно, изменяются все свойства стали, начиная от механических (твердость, прочность и пр.) и кончая магнитными.
Для сталей обработка холодом может иметь следующее применение:
1)	повышение режущих свойств быстрорежущих сталей и повышение твердости высокоуглеродистых легированных сталей;
2)	стабилизация размеров мерительного инструмента и шарико-роликоподшипников и стабилизация свойств постоянных магнитов;
Термическая обработка чугуна
237
3)	увеличение твердости инструмента, изготовленного из нержавеющей стали;
4)	повышение магнитных свойств у магнитных сталей.
Для промышленного применения обработки холодом требуются специальные установки. Существующие промышленные холодильные установки позволяют получить температуру —70°. Применение смеси сухого льда со спиртом или ацетоном дает возможность получать температуры до —75°, применение жидкого азота или жидкого воздуха — до —192°.
При установлении режима обработки холодом необходимо глубокое охлаждение производить сразу же после закалки, чтобы избежать явления стабилизации, т. е. повышения устойчивости аустенита, снижающего ее эффективность.
7.	ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ЧУГУНА
Серые, модифицированные, высокопрочные, ковкие и особенно легированные чугуны можно подвергать термической обработке, так же как и стали. Наиболее известными методами этой обработки являются закалка и отпуск. Чугунные отливки нагревают до температуры не выше 850—880° и закаливают в масле. Закалку в воде следует применять лишь к деталям простой конфигурации и при низкой температуре нагрева — порядка 800—820° —из-за возможности образования высоких напряжений и трещин. Отпуск производится при 200—550° в зависимости от требуемой твердости, которая может быть в пределах НВ 270—650. Отпуск при 200—220° снимает внутренние напряжения и позволяет сохранить высокую твердость и износостойкость отливок. Наилучшие механические свойства (статическая и ударная прочность) получаются при отпуске 350—450°. Отпуск до 550° обеспечивает хорошую обрабатываемость отливок, которые вместе с тем обладают достаточной твердостью.
Чугунные зубчатые колеса, тормозные барабаны, валы, штампы и многие другие детали, подвергающиеся при работе сильному износу и действию переменных напряжений, часто изготовляют закаленными и отпущенными.
Поверхностная высокочастотная закалка и изотермические методы обработки применяются с большим успехом для чугуна, например направляющие станин станков (высокочастотная закалка), гильз цилиндров, звездочек, коленчатых валов.
Вследствие термических и структурных напряжений, возникающих в чугунных отливках при их охлаждении, они могут получить пониженную прочность. Устранение этих напряжений после механической обработки вызывает деформацию деталей; например, круглые чугунные поршни становятся слегка овальными, а направляющие станков утрачивают прямолинейность. Поэтому ответственные и крупные отливки до их механической обработки раньше выдерживали длительное время на дворах заводов, чтобы освободить отливки
238
Практика термической обработки
от внутренних напряжений под действием климатических факторов. Такая выдержка иногда длилась до двух лет.
Отжигом при температуре около 500—550° в течение 3—5 час. можно устранить внутренние напряжения в отливках, не прибегая к указанному выше способу. При этом скорость охлаждения имеет большое значение для устранения внутренних напряжений: до 200° охлаждение должно производиться медленно, например со скоростью 10—20° в час. Невысокая температура отжига не может вызвать существенных структурных изменений, и, таким образом, твердость чугуна не снижается.
Чугунные отливки отбеленные и слишком твердые подвергают отжигу для улучшения обрабатываемости при 870—900°. При таком отжиге происходит графитизация цементита. Его количество значительно уменьшается, поэтому твердость отливок падает.
Если повышенная твердость у отливок получилась благодаря подкалке, т. е. попадания на неостывшие отливки воды или снега, то температура их отжига будет ниже, например 700—750° в течение 0,5—2 час.
8.	ВЛИЯНИЕ КОНСТРУКТИВНЫХ ФОРМ ДЕТАЛЕЙ
И ИНСТРУМЕНТА НА РЕЗУЛЬТАТЫ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
Внутренние (остаточные) напряжения. Напряжения, образующиеся при термической обработке, особенно при закалке, можно разделить на два основных типа — термические и структурные.
Термические напряжения возникают из-за неравномерности расширения детали при ее нагреве или неравномерности ее сжатия при охлаждении, что, в свою очередь, вызывается разницей в температуре на поверхности детали и в ее сердцевине и вообще в различных ее частях. Чем больше разница между температурой в разных точках детали и чем ближе эти точки расположены друг к другу, тем выше термические напряжения.
Особенно опасны термические напряжения, возникающие при закалке. После нагрева перед закалкой температура детали всюду примерно одинакова. Но как только деталь попадает в закалочную ванну, температура в разных ее частях изменяется. Толстые сечения, где запас тепла больше, охлаждаются медленнее, чем тонкие. Скорость охлаждения, кроме того, зависит от конструктивной формы детали, от отношения поверхности детали к объему.
Структурные напряжения вызываются различным удельным объемом структур, которые образуются при термической обработке. Аустенит с его плотно уложенными атомами имеет наименьший удельный объем, тогда как продукты его превращения — мартенсит, бейнит и перлит, у которых укладка атомов в решетке менее плотная, — обладают большими и притом отличающимися друг от друга удельными объемами. Нужно иметь в виду, что структур
Влияние конструктивных форм деталей и инструмента
239
ные изменения, вызывающие изменение объема, особенно в процессе охлаждения, при закалке происходят разновременно — сначала на поверхности, а потом уже в центре детали. Это особенно опасно во время мартенситного превращения, так как оно протекает при низких температурах с высокими скоростями и напряжения не успевают выровняться. Наибольшей величины достигают внутренние напряжения при закалке в воде, а также в растворах поваренной соли и едкого натра из-за слишком большой скорости и неравномерности охлаждения.
Для уменьшения внутренних напряжений, вызывающих при термической обработке брак деталей из-за трещин, коробления и пониженной прочности, применяют различные способы закалки — в масле и на спокойном воздухе, местную и поверхностную, с подсту-живанием, прерывистую и комбинированную. Наибольший эффект в этом отношении дает изотермическая и ступенчатая закалка.
Требования к конструктивной форме детали. Большое влияние на образование внутренних напряжений оказывает конструктивная форма деталей. От нее, не менее чем от выбора материала и технологического процесса, зависит успех термической обработки. Для создания рациональной, с точки зрения металловеда и термиста, формы детали конструктор должен руководствоваться следующими основными соображениями:
1.	Следует по возможности избегать острых углов в деталях, так как они вызывают неравномерность охлаждения вследствие меньшей теплоотдачи и образования парового изолирующего мешка. Вместе с тем острые углы служат местом концентрации внутренних напряжений, а также рабочих напряжений во время службы детали. Закалочные трещины и трещины усталости начинают развиваться как раз от вершин углов, поэтому вместо углов необходимо делать плавные закругления, понижающие концентрацию напряжений.
2.	Необходимо добиваться наибольшей равномерности сечения, делая при надобности специальные сверления для выравнивания толщины деталей.
3.	Следует избегать резких переходов от толстых сечений к тонким.
4.	Следует избегать разнородных неуравновешенных сечений и глухих отверстий.
ЛИТЕРАТУРА
Ассонов А. Д., Технология термической обработки деталей автомобиля. Машгиз, 1958.
Богачев И. Н., Пермяков В. Н., Отпуск закаленной стали, Машгиз, 1950.
Воробьев В. Г., Термическая обработка при температуре ниже нуля, Оборонгиз, 1954.
Гочкис С. и Вебер Н., Защитные атмосферы, Машгиз, 1959.
Ерохин А. П. иСамохин И. П., Механизация и автоматизация в термических цехах, Машгиз, 1953.
240	Практика термической обработки
Калинин А. Т., Применение контролируемых атмосфер при термообработке, ЦИНТИМАШ, 1960.
Малинкииа Е.И., Образование трещин при термической обработке и меры к их устранению, Машгиз, 1958.
Материалы иаучио-технической конференции по проблемам закалки в горячих средах и промежуточному превращению аустенита, НТО Машпром, 1957.
Современные методы термической обработки стали, Сборник МДНТП, Машгиз, 1954.
Соколов К. Н., Технология термической обработки стали, Машгиз, 1954.
С о л од и х и и А. Г., Механизация процессов термической обработки, Альбом чертежей, Машгиз, 1950.
Металловедение и термическая обработка, Справочник, Металлургиздат, 1956.
П е т р а ш Л. В., Закалочные среды, Машгиз, 1959.
Ш м ы к о в А. А., Справочник термиста, Машгиз, 1956.
Arend Н., Neuhaus W., Die Hartbarkeit des Stahles, 1955.
Grafts W. and Lamont 1. L., Hardenability and Selection of Steels, 1949.
Quenching of Steels, ASM, 1959.
Ruhf us H., Warmebehandlung der Eisenwerkstoffe, 1958.
ГЛАВА IX
ВЫСОКОЧАСТОТНАЯ ЗАКАЛКА СТАЛИ
В 1938 г. на Московском автозаводе имени Лихачева была пущена первая в СССР промышленная установка с машинным генератором для поверхностной закалки шеек коленчатых валов, конструкция которой была разработана в Ленинградском электротехническом институте имени В. И. Ленина под руководством В. П. Вологдина.
В 1939 г. на Московском станкозаводе им. С. Орджоникидзе вступила в эксплуатацию установка с ламповым генератором для поверхностной закалки деталей станков.
В настоящее время этот новый прогрессивный метод нагрева широко внедряется в массовое производство; в автомобильной промышленности очень много деталей подвергается высокочастотной закалке.
На одном из советских автомобильных заводов 60% всех поверхностно упрочняемых деталей подвергаются высокочастотной закалке, 37% цементуются и 3% цианируются. При этом стоимость на 1 кг деталей: высокочастотной закалки 8 коп., цементации 24 коп. и цианирования 60 коп.
1. ОСНОВЫ ИНДУКЦИОННОГО НАГРЕВА И ОБОРУДОВАНИЕ ДЛЯ НЕГО
Высокочастотный нагрев основан на том, что индуктор, по которому идет ток, образует переменное электромагнитное поле, возбуждающее в стальной или чугунной детали вихревые токи, вызывающие нагрев детали.
Глубина проникновения тока в нагреваемую деталь р в мм зависит от частоты тока в индукторе f в гц, а также от свойств нагреваемого металла — его удельного сопротивления q в ом-мм2/м и магнитной проницаемости р в гс/э согласно формуле
р = 5,03 • 1041Л-%- мм.
г |А/
Для среднеуглеродистой и малолегированной стали при 20°
17
— --7^- ММ,
^Fea у f
16 Болховитинов Н. Ф. 302
242
Высокочастотная закалка стали
а выше Act вследствие потери магнитных свойств происходит резкое снижение магнитной проницаемости р и повышение по мере увеличения температуры удельного сопротивления р, что влечет за собой увеличение глубины проникновения тока в нагретую сталь:
600 Рре — — v У/
Глубина проникновения для стали 45 и меди при разных частотах и температуре приведена в табл. 17.
Таблица 17
Глубина проникновения (в мм) в нагреваемый металл
Частота тока в гц	Сталь 45		Красная медь
	20°	850°	20°
			
50	3,2	90	10
2 000	0,5	14	1,6
10 000	0,2	6,5	0,7
200 000	0,05	1,4	0,16
1 000 000	0,02	0,6	0,08
При выборе частоты тока, кроме глубины нагреваемого слоя, необходимо учитывать форму и размеры нагреваемой детали и стремиться к получению наибольшего электрического к. п. д. индуктора,
снижению удельных потерь в нем и, следовательно, к повышению к. п. д. всей установки. Только правильный выбор частоты в определенных пределах обеспечивает рентабельность и высокое качество поверхностной закалки. Опыт применения высоких частот для закалки толстых слоев и, наобо-
Таблица 18
Выбор частоты тока
Частота тока в гц	Глубина закалки в мм	Наименьший экономически-выгодный диаметр изделия в мм
1 000	3,5—20	44
2 000	2,3—15	32
8 000	1,2—8	16
200 000	0,3—1,5	3
рот, невысоких частот для закалки очень тонких слоев снижает качество деталей и рентабельность процесса нагрева. Чем выше частота, тем меньше глубина прогрева и меньше диаметр детали, экономически выгодный для закалки (табл. 18).
Оборудование для индукционного нагрева. Установка для высокочастотной закалки (фиг. 162) состоит из следующих частей: 1) генератора высокой частоты1; 2) высокочастотного трансформатора; 3) конденсаторной батареи; 4) нагревательного индуктора и при
1 На схеме установки приведен машинный генератор.
Основы индукционного нагрева
243
способления для закалки (охлаждения); 5) устройства для управления циклом обработки и контроля температур.
В качестве генераторов высокой частоты для высокочастотной закалки применяются машинные генераторы с частотой 500—12 000 гц при мощности 7,5—2000 кет. При этом для поверхностной закалки наиболее универсальными, простыми и надежными в эксплуатации оказались генераторы с частототой 8000 гц. Машинные генераторы служат для поверхностной закалки на глубину 2—5 мм больших и малых валов, пальцев, шеек коленчатых валов, распределительных валов, шлицевых валов, всевозможных деталей автомобиля, гильз цилиндров, втулок ит. д., для плавки стали, бронзы и латуни,
а также для кузнечного нагрева и пайки.
К. п. д. установок с машинными генераторами достигает примерно 65%.
Ламповые генераторы изготовляют для частот от 100 000 до 5 000000 гц и выше; их мощность колеблется от 1,5 до 300 кет при к. п. д. до 45%. Они используются для закалки на небольшую глубину (до 2 мм) многих мелких деталей и инструмента, резьбонарезного инструмента, фрез и т. д. Применение особо высоких частот, например в несколько миллионов герц, позволяет получать закаленный слой
Генератор Высокой частоты
толщиной в несколько десятых долей фиг 162 Схема устаповки миллиметра.	ДЛЯ высокочастотной закалки
Наиболее ЭКОНОМИЧНЫМ ИСТОЧ- (по В. П. Вологдину), ником т. в. ч. в будущем должны быть ионные преобразователи, к. п. д. которых составляет около 90%.
Индуктор для нагрева состоит из одного или нескольких витков из красной меди. В индукторе концентрируется вся энергия, передаваемая от генератора на деталь. Активная часть индуктора соединяется при помощи питающих шин со вторичной обмоткой трансформатора. На одной установке можно закаливать разные детали, конструируя для этого индукторы самых разнообразных форм и размеров. Быстрое охлаждение — закалка после нагрева — достигается или применением так называемого душевого (струйчатого) охлаждения, или сбрасыванием детали в закалочную ванну.
Закалочной средой после индукционного нагрева может служить вода, эмульсия, масло, сжатый воздух. Большей частью применяется струйчатое охлаждение, реже — охлаждение путем сбрасывания нагретой детали в закалочную ванну. Например, большинство деталей автомобильных двигателей — коленчатый вал, распределительный вал и другие детали — охлаждается струями воды, детали из легированной стали — струями эмульсии. Режущие части убороч
16*
244
Высокочастотная закалка стали
ных машин после индукционного нагрева сбрасываются в масляную закалочную ванну. Для уменьшения образования вредных внутренних напряжений, коробления и трещин нагрев и особенно охлаждение при закалке должны быть равномерными. Одновременность охлаждения нагретой поверхности должна быть предусмотрена в конструкции приспособлений для закалки.
Высокочастотные трансформаторы позволяют получать в индукторе ток большой силы с пониженным напряжением. Для улучшения работы высокочастотных генераторов в их цепь параллельно включается батарея конденсаторов. В высокочастотных установках применяются преимущественно конденсаторы с керамическим диэлектриком и газонаполненные, для небольших частот (2000—12 000 гц) применяются конденсаторы с диэлектриком из бумаги, пропитанной минеральным маслом. Индукционный нагрев особенно эффективен при применении автоматической дозировки нагрева при помощи реле времени или реле энергии.
Особенно высокое качество закаленных деталей получается при дозировке нагрева по температуре при помощи безынерционного фотоэлектрического пирометра, дающего импульс на отключение.
На передовых советских заводах применяются автоматические станки оригинальной конструкции для высокочастотной закалки, например, станок для закалки шеек коленчатых валов, станки для закалки кулачковых валов, шлицевых валов, гильз цилиндров, поршневых пальцев, пальцев звеньев гусениц, пальцев рессоры, торцов толкателей, деталей гусениц.
Большой экономический эффект дает централизованное питание установок индукционного нагрева, которое позволяет гораздо полнее использовать мощность генераторов, понизить первоначальные капиталовложения и экономить электроэнергию. Один генератор может питать 6—12 закалочных станков; часть из них может быть ручными, часть — автоматами.
Процессы поверхностной высокочастотной закалки. Различают три основных типа процессов:
1)	одновременный нагрев и одновременная закалка (охлаждение) всей поверхности детали, например поверхности мелких деталей;
2)	последовательный нагрев и последовательная закалка (охлаждение) отдельных участков поверхности детали, например шеек коленчатых валов;
3)	непрерывный последовательный нагрев и закалка (охлаждение) с передвижением индуктора с душевым устройством по детали или при неподвижном индукторе с перемещением деталей, например длинных прутков и валов.
Вместе с тем индукционный нагрев может производиться двумя основными способами:
1) тепло выделяется равномерно во всем подготовляемом к закалке нагреваемом слое за очень короткое время, так что теплопередача не успевает произойти;
Основы индукционного нагрева
245
2) тепло выделяется только в поверхностной части слоя, подлежащего закалке; прогрев слоя на всю глубину до температуры закалки происходит за счет теплопередачи.
Первый способ требует большей мощности при меньшей выдержке во времени; второй — достаточной выдержки во времени при меньшей мощности.
Преимущества индукционного нагрева. Индукционный нагрев стальных деталей для последующей их закалки по сравнению с обычным нагревом в печах имеет много преимуществ:
1.	Возможность расходовать энергию на нагрев только необходимей части изделия, например у коленчатого вала поверхностного слоя шеек, составляющего только 1—2% общего объема металла. Между тем нагрев в печи требует нагрева самой печи и ее атмосферы и прогрева 100%-ного объема металла, не говоря уже о потерях во внешнюю среду. Поэтому даже при высоком тарифе на электроэнергию и сравнительно малом к. п. д. установки индукционный нагрев будет значительно дешевле обычного нагрева в печи.
2.	Индукционный нагрев обеспечивает получение высокого качества термической обработки. Тепло образуется в самом металле и в весьма короткое время, что резко уменьшает возможность перегрева, роста зерна и обезуглероживания поверхности. Количество тепла можно точно дозировать, поэтому процесс устойчив и хорошо поддается автоматизации.
Высокочастотный нагрев уменьшает коробление изделий и не дает окалины. В результате отпадает ряд вспомогательных операций после обычной термической обработки, например, упрощается правка и отпадает очистка от окалины и т. д.
3.	При надлежащем режиме высокочастотной поверхностной закалки можно создать благоприятное распределение остаточных напряжений, т. е. напряжения сжатия на поверхности изделий, что значительно повышает их предел выносливости при изгибе и кручении.
4.	Внедрение высокочастотной поверхностной закалки позволяет во многих случаях применять взамен дорогих легированных марок стали простые углеродистые, не снижая качества деталей.
5.	Поверхностная высокочастотная закалка с успехом заменяет во многих случаях дорогие, длительные и трудоемкие процессы химико-термической обработки, в первую очередь цементацию.
6.	Индукционный высокочастотный нагрев отличается высокой производительностью. Например, операция поверхностного нагрева длится в большинстве случаев 2—15 сек. Установки для высокочастотного нагрева могут быть расположены в общем потоке механической обработки.
7.	Индукционный нагрев значительно улучшает условия труда рабочих.
Приведенные выше преимущества индукционного нагрева, несомненно, будут способствовать еще более широкому его распространению в промышленности.
246
Высокочастотная закалка стали
Так как для проведения индукционного нагрева требуется изготовлять особый индуктор для каждой детали, а также проводить специальные исследования для установления оптимального режима обработки, наиболее целесообразно применять индукционный нагрев в массовом производстве.
2.	СТАЛЬ И ЧУГУН ДЛЯ ВЫСОКОЧАСТОТНОЙ ЗАКАЛКИ, ИХ СТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ПРОЧНОСТЬ
Сталь и чугун для высокочастотной закалки. Для высокочастотной закалки широко применяется углеродистая сталь 45 с мелким зерном аустенита (6—8). Кроме того, применяются и другие углеродистые и легированные стали, например 40Г, 40Г2, 40Х и др. Высокочастотной закалке с успехом подвергают перлитный серый чугун, низкоуглеродистый модифицированный чугун, ковкий чугун и высокопрочный магниевый чугун с шаровидным графитом.
Для ускоренного образования аустенита желательно, чтобы в структуре стали было небольшое количество мелких выделений феррита, а перлит имел мелкое строение.
Коагулированные, с массивными сгустками феррита и полосчатые структуры после высокочастотной закалки могут дать пониженную твердость, поэтому необходимо сталь с такой структурой предварительно подвергать закалке с высоким отпуском или нормализации.
Прокаливаемость для поверхностной закалки имеет второстепенное значение, однако, чтобы избежать образования трещин, рекомендуется брать стали со средней и малой прокаливаемостью. Хорошо прокаливающиеся стали можно применять только в тех случаях, когда очертания поверхности достаточно плавны, без острых углов и резких переходов от толстых к тонким сечениям, где вследствие особенно высокой скорости охлаждения могут образоваться трещины.
Часто при переходе с обычной закалки на высокочастотную легированные стали можно заменять простыми углеродистыми или низколегированными, так как при этом способе закалки деформации значительно меньше и не всегда требуется применение масла в качестве закалочной среды. Резкий отвод тепла струями воды и холодным металлом сердцевины позволяет осуществлять при такой закалке более быстрое охлаждение и получать более высокие твердости, чем при простой закалке.
Термические параметры высокочастотной закалки. Условия высокочастотной закалки характеризуются следующими термическими параметрами. 1) температурой нагрева детали; 2) скоростью ее нагрева в области фазовых превращений, 3) толщиной слоя, в котором происходит активный электрический нагрев, т е. глубиной проникновения тока применяемой частоты; 4) скоростью охлаждения. Показаниями же электрических приборов — частотой, силой и напряжением тока в индукторе, а также продолжительностью времени нагрева — можно охарактеризовать условия нагрева только при данных, вполне определенных, условиях.
Сталь и чугун для высокочастотной закалки
247
Для определения температуры при индукционном нагреве пользуются безынерционными фотоэлектрическими пирометрами, но для исследовательских целей наиболее совершенным и объективным методом в этом случае является измерение быстро изменяющихся температур термопарой из тонких хромельалюмелевых проволок диаметром 0,5 мм, приваренных раздельно к исследуемой стальной детали и соединенных с безынерционным прибором шлейфным осциллографом.
На графике показана термическая кривая (осциллограмма) высокочастотной закалки (фиг. 163) валика диаметром 20 мм на глубину 3 мм.
Кривая изменения температуры индукционного нагрева стальной детали сначала показывает очень быстрый подъем температуры, а затем, при переходе в область фазовых превращений, т. е. выше точки AcJt скорость иагрева резко уменьшается. Точка Acj при индукционном нагреве смещается от 723 до 760°, поэтому и фазовые превращения также смещаются в область более высоких температур. По мере увели-
Фиг. 163. Термическая кривая высокочастотной закалки.
чения в структуре нагреваемой стали количества аустенита, который немагнитен, скорость нагрева при переходе к более высоким температурам непрерывно и сидьно снижается.
Скорость охлаждения поверхности стальной детали при обильном водяном душе в начале закалки чрезвычайно высокая и достигает 3000 град/сек., после достижения 200° она замедляется, составляя 100 град/сек, а затем и еще менее.
Особенности фазовых превращений при индукционном нагреве и закалке. Превращение перлито-ферритной структуры в аустенит при высокой скорости индукционного нагрева, как и при обыкновенном нагреве в печи, происходит диффузионным путем.
В результате благодаря высокой скорости индукционного нагрева аустенит получается чрезвычайно мелкозернистым и неоднородным в отношении содержания углерода и других примесей. При значительном повышении температуры индукционного нагрева диффузия выравнивает содержание углерода и примесей в аустените и происходит рост зерна аустенита. Однако кратковременность индукционного нагрева позволяет сохранить мелкое зерно аустенита примерно до975°. Нагрев той же стали до 975° в печи с выдержкой всего лишь 15 мин. уже дает крупное зерно аустенита. Обычно высокая скорость индукционного нагрева не позволяет полностью обеспечить завершение диффузионных процессов в аустените, и после закалки в мартенсите наблюдается некоторая пластинчатость, отвечающая исходному перлиту.
В результате высокочастотной закалки получается чрезвычайно мелкозернистый неоднородный мартенсит с малозаметной игольчатостью, который иногда называют скрытокристаллическим или
248
Высокочастотная закалка стали
безыгольчатым. Повышенная твердость, прочность и износостойкость такого скрытокристаллического мартенсита объясняется: 1) измель-ченностью его блоков мозаики и обилием дислокаций; 2) наличием мельчайших карбидов; 3) мелкозернистостью исходного аустенита; 4) неоднородностью содержания углерода и примесей; 5) напряжениями сжатия на поверхности.
Микроструктура стали 45 после высокочастотной закалки на поверхности (фиг. 164, а) состоит из скрытокристаллического мартенсита. В переходной зоне (фиг. 164, б) структура состоит из скрыто-
S)	8)
Фиг. 164. Структура стали 45 после высокочастотной закалки (Х500): а — поверхность; б — переходная зона; в — сердцевина.
кристаллического мартенсита и выделений феррита, а в незакаленной сердцевине (фиг. 164, в) структура подобно исходной состоит из перлита и феррита.
При высокочастотном нагреве представляет трудности перевод в твердый раствор (в аустенит) структурно свободного феррита доэв-тектоидной стали. При этом чем больше в исходной структуре стали ферритных выделений, чем они крупнее и чем крупнее структура перлита, тем медленнее и труднее при индукционном нагреве первоначальная структура стали пеоеходит в аустенит. Поэтому в некоторых случаях уместны применение двойного индукционного нагрева или предварительная нормализация, или закалка с отпуском.
Выбор наиболее подходящей температуры высокочастотной закалки при соответствующей скорости нагрева для данной плавки и структуры стали обычно производится опытным путем на основании рассмотрения микроструктур и твердостей «закалочного ряда». Например, сталь 45 с обычной перлито-ферритной структурой (фиг. 165, а) после высокочастотной закалки при 750° не меняет структуру и твердость ее HRC 31 (фиг. 165, б); после высокочастотной закалки при 800° часть ферритных выделений не успевает раст
Сталь и чугун для высокочастотной закалки
249
вориться, твердость стали HRC 61 (фиг. 165, в); после высокочастотной закалки при 850° наблюдается явная неоднородность структуры (фиг. 164, г); после высокочастотной закалки при 900° получается
9)	ft)
Фиг. 165. Структура стали 45 после высокочастотной закалки; (X 500):
а — до закалки; б — после закалки при 750°; в — при 800°; г—при 850°; д — при 900°; е — при 1100°.
структура мелкоигольчатого мартенсита (фиг. 164, д') с наивысшей твердостью HRC 65; высокочастотная закалка при 1100° создает структуру мартенсита твердостью HRC 64,5 (фиг. 164, е), крупно-игольчатость которого указывает на перегрев.
250
Высокочастотная закалка стали
Рассмотрение структур и твердостей «закалочного ряда» для данной структуры, марки и плавки стали, а также для заданной скорости нагрева позволяет сделать вывод, что оптимальной температурой высокочастотной закалки для этого случая следует считать 900°.
Процесс самоотпуска. Для поверхностно закаленных деталей обычно применяется низкий отпуск при 150—200° для снижения остаточных напряжений в закаленном слое.
В настоящее время после высокочастотной закалки, кроме обычного отпуска, широко применяется также и самоотпуск.
Фиг. 166. Термическая кривая высокочастотной
закалки с самоотпуском.
Самоотпуском называется операция высокочастотной закалки, при которой охлаждение прерывается с таким расчетом, чтобы оставшееся в изделии тепло произвело необходимый отпуск.
Термическая кривая высокочастотной закалки с самоотпуском (фиг. 166), записанная при помощи осциллографа, показывает, что важнейший фактор самоотпуска — температура на поверхности стального изделия — при выключении охлаждения сначала немного повышается, а затем, достигнув максимума, начинает постепенно снижаться. Отрезок времени от прекращения закалочного охлаждения до повторного охлаждения является длительностью самоотпуска.
Снижение твердости при самоотпуске происходит в момент достижения наибольшей температуры, для чего практически требуется 5—20 сек.; дальнейшее увеличение времени уже не ведет к снижению твердости и бесполезно. Несмотря на короткое воздействие температуры, самоотпуск эффективно и в широких пределах снижает твердость и внутренние напряжения стальных изделий, подвергнутых высокочастотной закалке.
По сравнению с отпуском в печи в течение 1,5 часа самоотпуск длительностью 30 сек. при одинаковой температуре отпуска меньше снижает твердость закаленной стали. Поэтому для получения равной с обычным отпуском в печи твердости при самоотпуске в пределах до 400° приходится увеличивать его температуру против температуры отпуска в печи на 75—85°, а при более высоких температурах — на 100—125°.
По характеру процесс самоотпуска походит на прерывистую закалку и надежнее, чем обычный отпуск, предохраняет детали слож
Сталь и чугун для высокочастотной закалки
251
ной формы с резкими углами от образования трещин. Например, при обычной высокочастотной закалке распределительных валов из стали 45 у 80% деталей на кулачках образовались трещины. После уменьшения времени охлаждения с 20 до 8 сек. и применения самоотпуска в течение 10 сек. и второго охлаждения в течение 30 сек. все распределительные валы получились без трещин на кулачках. Уменьшение времени охлаждения до 8 сек. и самоотпуск снизили твердость закаленной поверхности с HRC 61—62 до HRC 55—57.
Фиг. 167. Распределение остаточных напряжений у цилиндрических образцов после высокочастотной закалки и отпуска при 160°.
Устранение значительной части внутренних напряжений и, главное, трещин, образующихся и при закалке, и после нее, позволяет рекомендовать самоотпуск для широкого внедрения в производстве; особенно удобен самоотпуск для массового производства, где его применение не нарушает потока.
Прочность стали после высокочастотной закалки. Характерной особенностью высокочастотной закалки как одного из методов поверхностного упрочнения является образование высоких остаточных напряжений сжатия на поверхности, достигающих 80 кГ/мм2 и переходящих в переходном слое по мере удаления от поверхности в напряжения растяжения (фиг. 167).
Причиной образования значительных остаточных напряжений при поверхностной закалке являются разные условия нагрева и охлаждения поверхности, переходного слоя и сердцевины деталей и разновременность фазовых превращений. Все это вызывает неоднородную пластическую деформацию и остаточные напряжения. При нагреве наружный слой изделия деформируется, а холодная жесткая
252
Высокочастотная закалка стали
сердцевина сохраняет свои размеры. После охлаждения на поверхности образуются термические напряжения сжатия и ответные напряжения растяжения в сохранившей свои размеры сердцевине (см. схему на фиг. 105). Мартенситное превращение также вызывает увеличение объема поверхностного слоя, образует в нем после охлаждения остаточные структурные напряжения сжатия, которые уравновешиваются напряжениями растяжения в сердцевине. Термические и структурные напряжения суммируются. При закалке на небольшую глубину температурная разница между поверхностью и сердцевиной больше и напряжения выше. Замедление индукционного нагрева или предварительный подогрев снижают пики растягивающих напряжений и удаляют их от поверхности.
В случае выхода переходного слоя с напряжениями растяжения на поверхность деталей, особенно в опасном сечении, например вблизи галтели у шейки коленчатого вала или у основания зуба зубчатого колеса, они могут явиться причиной поломки деталей. Вообще же при благоприятном непрерывном расположении закаленного поверхностного слоя остаточные напряжения сжатия в нем и его высокая твердость значительно повышают предел выносливости стали при действии переменных напряжений изгиба и кручения.
При поверхностной высокочастотной закалке необходимо иметь в виду, что выход переходного слоя на рабочую поверхность деталей и образцов образует вредные растягивающие остаточные напряжения и резко снижает предел выносливости деталей. Дробеструйный наклеп и накатка могут эти вредные поверхностные напряжения растяжения перевести в полезные напряжения сжатия.
Наличие остаточных напряжений и структура скрытокристаллического мартенсита повышают твердость после закалки с нагревом т. в. ч. на несколько единиц в сравнении с обычной объемной закалкой; соответственно увеличивается и сопротивление износу.
3.	ПРАКТИЧЕСКОЕ ПРИМЕНЕНИЕ ВЫСОКОЧАСТОТНОЙ ЗАКАЛКИ
Одними из первых деталей, с которых началось промышленное внедрение высокочастотной поверхностной закалки были коленчатые валы из стали 45 автомобильных и тракторных двигателей, у которых шейки закаливались на глубину 2—6 мм (фиг. 168, о).
Здесь обрыв закаленного слоя и, следовательно, выход следующих за полезными напряжениями сжатия вредных напряжений растяжения (см. фиг. 167) на поверхность располагается вблизи,т е. в опасном сечении вала, что очень невыгодно. Гораздо целесообразнее продолжить закаленный слой за галтель и удалить выход оста точных напряжений растяжений от опасного сечения. Путем накатки, чеканки или дробеструйного наклепа можно также прекратить образовавшиеся в опасном сечении остаточные напряжения растяжения в остаточные напряжения сжатия, но это требует дополнительных операций.
В настоящее время закалка шеек коленчатого вала из стали 45 производится на автоматических станках. Например, коленчатый вал автомобиля ЗИЛ с 13 ш ft-ками закаливается на двух автоматических станках: на первом закалив-ется 6 шатунных шеек и па втором 7 коренных шеек. Станки имеют централизованное питание от генератора мощностью 150 Кет с частотой 2000—3000 гц. После установки
Практическое применение высокочастотной закалки
253
вала включают ток, и после нагрева одной шейки в течение 4—6 сек. соответствующее реле времени выключает ток и включает воду, которая, проходя через индуктор со струйчатым устройством, быстро охлаждает нагретую поверхность шейки. В результате на поверхности шеек образуется твердый закаленный слой (фиг. 168, а). Операция закалки повторяется для каждой шейки. Пока работает первый станок, на втором устанавливают новый вал и т. д.
Как и при всякой высокочастотной закалке, у коленчатых валов может быть ряд характерных пороков: 1) закалочные микротрещины, образующиеся против водяных отверстий, чего можно избежать вращением вала во время закалки; 2) трещины у смазочных отверстий, которых можно избежать установкой медных пробок; 3) коробление вала, которое можно устранить путем правки и чистового шлифования; 4) изменение длины вала (0,5—0,7 мм), которое предусматривается при .механической обработке вала.
Фиг. 168. Макроструктура после высокочастотной закалки: а — коленчатый вал; б — распределительный вал.

Затем высокочастотной закалке начали подвергаться распределительные валы из стали 40, у которых также на автоматическом станке при перемещении индуктора последовательно закаливаются поверхности кулачков (фиг. 168, б), опорных шеек, эксцентрик и шестерня. Применение самоотпуска позволяет избежать откола краев кулачков при закалке.
Большое значение имеет высокочастотная закалка поверхности гильз цилиндров и стенок цилиндров блоков, чугунных направляющих станков всевозможных чугунных втулок.
Широко применяется высокочастотная закалка для шлицевых соединений, пальцев гусениц тракторов, катков, торцов толкателей и стеблей клапанов, тормозных кулачков, вилок переключения, различного инструмента (фрез, метчиков, плашек, зубил, напильников), режущих частей уборочных машин, зубьев барабанов молотилок, лемехов и пр.
Высокочастотная закалка крупных шестерен по обводу, например с модулем 10 мм (фиг. 169, а), производится для каждого зуба отдельно фасонным индуктором.
При обычной высокочастотной закалке шестерен простым индуктором одновременно всех зубьев их макроструктура (фиг. 169, б) обнаруживает переходный ст закаленной зоны к незакаленной зоне слой с вредными напряжениями растяжения как раз в опасном сечении у основания зубьев, что и служит причиной их поломки от усталости при действии переменных напряжений.
Большие трудности представляет высокочастотная закалка мелких шестерен с модулем 3—6 мм, например автомобильных, которые до сих пор изготовляются цементованными.
254
Высокочастотная закалка стали
Для получения при высокочастотной закалке тонкого твердого слоя на поверхности К. 3. Шепеляковский предложил применять мелкозернистые стали с очень низкой прокаливаемостью, содержащие 0,5—0,8% С, до 0,2% Мп; до 0,2% Si; до 0,1% Сг; 0,2% Ni и модифицированные алюминием и титаном. При нагреве их не выше 950° и очень быстром охлаждении на поверхности зуба шестерен образуется белый слой (фиг. 169, в и г), являющийся очень твердым безыгольчатым мартенситом; под ним следует темный слой, представляющий более мелкую переходную тро-
оститную зону, и, наконец, светлая незакаленная сердцевина. Этот метод высокочастотной закалки сталей с очень низкой прокаливаемостью мо-
жет применяться и к ряду других
не только к шестерням, но
изделий.
г)
Фиг. 169. Макроструктура щестерен после высокочастотной закалки.
а)
Получение у мелких шестерен закаленного слоя по обводу также достигается путем их закалки на двух частотах. Сначала шестерни нагревают в течение 3—5 сек. в индукторе, питаемом током 1000—10 000 гц от машинного генератора, чтобы прогреть впадины между зубьями. Затем шестерни с помощью пневматического устройства переносят во второй индуктор, питаемый от лампового генератора с частотой 2 000 000—4 000 000 гц и мощностью 200—400 кет. Это позволяет осуществить в течение 0,5—0,7 сек. дополнительный нагрев шестерен по обводу. После закалки макроструктура такой шестерни обнаруживает твердый слой с полезными напряжениями сжатия по обводу.
4.	ДРУГИЕ МЕТОДЫ ПОВЕРХНОСТНОЙ ЗАКАЛКИ
Нагрев газовой горелкой. Нагрев газовой горелкой производится как ацетилено-кислородным пламенем, так и более дешевым — газокислородным и даже газовоздушным пламенем.
Однако при этом способе почти всегда получается перегрев поверхности и частичное подплавление поверхностного слоя. Охлаждение для закалки производится струйками воды, поступающими из специального приспособления.
Газовой горелкой нагревают под закалку крупные зубчатые колеса, причем каждый зуб нагревают и охлаждают отдельно. В результате рабочая поверхность получается очень твердой, а сердце-вина — вязкой. Производительность такой закалки меньше индукционной, однако простота установки и возможность ее расположения в обшем потоке механосборочного цеха обеспечивают в отдельных случаях достаточно широкую область ее применения, главным образом для поверхностной местной закалки крупных деталей.
Другие методы поверхностной закалки
255
Контактный электронагрев под закалку. Установки для контактного электронагрева под закалку значительно проще и дешевле высокочастотных. Однако их производительность очень невелика, поэтому контактный электронагрев под закалку можно применять лишь в мелкосерийном производстве.
Согласно схеме контактной электрозакалки, предложенной Н. В. Гевелингом, ток нз сети идет через обычный сварочный трансформатор мощностью 25—200 кет и при напряжении 2—6 в подводится к двум медным роликам шириной 10 мм. Электрический ток от одного ролика к другому проходит по поверхности закаливаемой детали и нагревает ее. Вслед за роликами перемещается устройство для охлаждения нагретой поверхности струйками воды. Плотность тока 400—700 а на 1 мм ширины ролика; давление нажатия 10 кГ на 1 мм ширины; скорость качения 5—8 м/сек-, глубина закалки 2—3 мм.
Вследствие малой производительности, а также потому, что равномерно закаленный слой можно получить лишь в виде относительно тонкой ленты, контактный электроиагрев под закалку не получил значительного распространения. Недостатком метода является образование на закаленной поверхности полосок отпуска с пониженной твердостью в том случае, когда приходится закаливать широкие поверхности или валы, по длине превышающие расстояние между полосами.
Закалка в электролите. По этому методу, разработанному И. 3. Ясногородским, деталь погружается в электролит, например 5%-ный раствор \агСО3, через который пропускается постоянный ток напряжением 250—350 в. Деталь служит катодом, и на ней выделяется слой водорода, который служит электросопротивлением; ток, проходя через это электросопротивление, быстро и сильно нагревает поверхность детали. Закалку нагретой детали производят в том же электролите после выключения тока или перебрасыванием ее в закалочный бак. Наиболее удобным является «струйный» метод, когда струя электролита направляется иа подлежащий нагреву участок детали. К числу достоинств закалки в электролите относится возможность нагрева отдельных участков и торцов детали, простота установки и возможность автоматизации процесса. Недостатками этого метода являются трудность измерения температуры нагреваемой поверхности, ограниченный круг деталей, который поддается закалке в электролите, и необходимость предохранения от коррозии.
ЛИТЕРАТУРА
Библиотечка высокочастотиира-термиста, 15 выпусков, изд. 2-е, Машгиз, 1957.
Богатырев Ю. М., Отпуск поверхностно закаленной конструкционной стали, Машгиз, 1950.
Вологдин В. П., Поверхностная индукционная закалка, Оборонгиз, 1947.
Индукционный нагрев и прочностные свойства стали при электротермообработке, ЦНИИТМАШ, кн. 51, Машгиз, 1953.
Индукционный нагрев и электротермообработка, ЦНИИТМАШ, кн. 39, 1953.
К и д и н И. Н., Фазовые превращения при ускоренном нагреве, Металлургиз-дат, 1957.
Лепеха А. Е., Пламенная поверхностная закалка стали, Машгиз, 1955.
Лозинский М. Г., Поверхностная закалка и индукционный нагрев стали, АН СССР, 1958.
Шепеляковский К. 3., Самоотпуск стали при высокочастотной закалке, Машгиз, 1955.
Фогель А. А., Промышленное применение токов высокой частоты, Машгиз, 1957.
Ясногородский И. 3., Нагрев металлов и сплавов в электролите, Машгиз, 1949.
Supplement to the Metals Handbook, ASM, 1955.
ГЛАВА X
ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
Химико-термической обработкой называется процесс изменения химического состава, структуры и свойств поверхностных слоев стальных деталей.
К числу операций химико-термической обработки относится цементация (науглероживание), азотирование (насыщение азотом), цианирование (обогащение углеродом и азотом) и диффузионная металлизация.
1. ЦЕМЕНТАЦИЯ СТАЛИ
Цементацией называется процесс насыщения углеродом поверхности деталей из низкоуглеродистой стали (0,1—0,25% С) с целью получения после закалки и низкого отпуска высокой твердости и износостойкости поверхности детали при достаточно вязкой сердцевине.
Цементация производится путем нагрева стальных деталей при 880—950° в углеродосодержащей среде, называемой карбюризатором.
Цементация бывает: 1) газовая, производимая в газе, содержащем в основном метан (СН4) и окись углерода (СО); 2) твердая, производимая в смеси порошка древесного угля с углекислыми солями; 3) жидкая, производимая в расплавленных солях.
Процесс цементации состоит из трех накладывающихся друг на друга стадий.
Первая стадия — образование в цементирующем газе активных атомов углерода, насыщающих сталь:
СН4 ->С + 2Н2;
-2СО С + СО2.
Вторая стадия — поглощение активных атомов углерода поверхностью стали; для этого сталь должна находиться в аустенитном состоянии, чтобы атомарный углерод мог внедряться в ее кристаллическую решетку. Если поглощение идет эффективно и продолжительное время, то на поверхности после достижения предельной растворимости углерода в аустените может даже образоваться Fe3C — цементит.
Цементация стали
257
Третья стадия — диффузия атомов углерода внутри стали — происходит в результате разного содержания углерода по глубине изделия, снижающегося по мере удаления от поверхности.
Диффузия атомов, происходящая в твердом растворе, очень затруднена, поэтому весьма существенно отличается от диффузии в жидкости или газе.
В кристаллической решетке твердого раствора замещения движение атомов совершается благодаря флуктуациям — неравномерному распределению свободной энергии; атомы, обладающие избытком свободной энергии и находящиеся в неустойчивом состоянии, перескакивают в соседние межузлия решетки, вакансии или дислокации.
При цементации атомы углерода, образующие с у-желсзом твердый раствор внедрения (аустенит), перемещаются в промежутках его кристаллической решетки.
Процесс диффузии в твердых телах можно исследовать многими методами, в том числе микроскопическим, рентгеноструктурным, микротвердости, химическим и спектральным анализом. За последние годы для изучения перемещения атомов особенно плодотворным оказался метод «меченых» атомов — радиоактивных изотопов.
Перемещение атомов в кристаллической решетке зависит от температуры и энергии активации, которые входят в степенной показатель уравнения, характеризующего процесс диффузии.
Повышение температуры увеличивает колебания атомов, ускоряет процесс диффузии. При повышенных температурах атомы углерода гораздо легче перемещаются в промежутках кристаллической решетки аустенита.
Энергия активации характеризует то количество энергии, которое атом углерода должен иметь, чтобы перескочить из одного межузлия в другое или из одного узла в вакансию или дислокацию.
Атомы углерода, имеющие малый диаметр, в процессе диффузии перескакивают из одного межузлия кристаллической решетки в другое, поэтому энергия активации здесь сравнительно невелика. Вследствие этого диффузия углерода в стали происходит гораздо легче, чем диффузия атомов металлов — алюминия, хрома и др., образующих с железом твердые растворы замещения.
Цементации главным образом подвергаются стали с низким содержанием углерода (0,1—0,25%). Цементация всегда сопровождается последующей закалкой и низким отпуском; после этого поверхность стальных деталей приобретает высокую твердость и износостойкость, сердцевина же остается вязкой вследствие низкого содержания в ней углерода. Кроме того, в результате цементации и закалки на поверхности стали образуются напряжения сжатия (фиг. 170), увеличивающие предел выносливости и долговечность деталей.
Цементация имеет большое практическое значение как метод поверхностного упрочнения на среднюю глубину (0,5—2 мм). Цементации подвергают шестерни, поршневые пальцы и многие другие
17 Болховитинов Н. Ф. 302
258
Химико-термическая обработка
ответственные детали машин. В сельскохозяйственном машинострое-
нии цементуются отвалы плугов и другие детали.
Газовая цементация. Цементация в окиси углерода СО впервые была применена П. П. Аносовым в 1837 г. на Златоустовском заводе.
Газовая цементация в настоящее время осуществляется путем нагрева стали при 930—950° в естественных газах (типа саратовского), состоящих в основном из метана СН4, или в искусственных газах,
полученных в результате разложения (пиролиза) жидких углеводо-
родов — керосина, различных масел, бензола, пиробензола и др.
Основной составляющей
/Цементованный и  '^закаленный слой
Л
Фиг. 170. Схема распределения остаточных напряжений в цементованной и закаленной стали.

искусственных газов также является метан СН4.
Химизм процесса газовой цементации сводится к двум реакциям: основной СН4 = С + 2Н2 и сопутствующей 2СО = = С + СО2. Активный атомарный углерод, образующийся в результате разложения метана и окиси углерода, проникает в решетку у-железа, науглероживая деталь с поверхности. Следует подчеркнуть, что для обеспечения цементации стали в смесях СН4 + Н2 достаточно всего несколько процентов СН4. Процесс цементации в этих смесях происходит гораздо интенсивнее, чем в смесях СО + СО2, поэтому СН4 является более активным карбюризатором, чем СО.
При цементации содержание углерода, определяемое содержанием его на поверхности, стремятся получить равным 0,8 — 1,0%. Толщина науглероженного слоя достигает 1—2 мм, но может быть и больше, и зависит от температуры и продолжительности процесса.
В результате цементации на поверхности детали получается науг-
лероженный слой, который при травлении макроструктуры окрашивается в темный цвет (фиг. 171, а).
Микроструктура цементованной, но еще незакаленной стали (детали) (фиг. 171, б;хЮ0) показывает, что в результате цементации поверхность детали, изготовленной из мягкой стали, сильно обогащается углеродом. После правильно проведенного процесса цементации у самой поверхности структура должна состоять из чистого перлита или перлита с небольшим количеством вторичного
цементита.
Длительная выдержка при повышенной температуре цементации может привести к появлению на поверхности грубой цементитной сетки. Если цементитная сетка грубая и не успевает раствориться при закалке, то поверхность получается хрупкой. Ниже заэвтекто-идного и перлитного слоев начинает появляться феррит, количество которого возрастает по мере удаления от поверхности. Это — доэв-тектоидный слой. В сердцевине структура такая же, как и у исходной
Цементация стали
259
стали, взятой для цементации, т. е. феррит с небольшим количеством перлита (для цементации обычно применяют стали, содержащие 0,1—0,25% С).
Глубину цементации определяют по излому цементованной и закаленной детали или лучше при помощи надрезанного прутка стали («свидетеля»), который помещают вместе с цементуемыми деталями. Более точно глубину цементации определяют по микрострук
туре.
В заводской практике принято определять не полную глубину цементации, т. е. расстояние в мм, на которое проникнут атомы углерода в глубь детали, а так называемую измеряемую глубину
6)
Фиг. 171. Сталь после цементации.
цементации, т. е. расстояние в мм от поверхности до точки, соответствующей половине глубины переходной зоны (практически до точки, в которой будет примерно 0,4% С).
После цементации детали необходимо подвергать термической обработке — закалке и отпуску, подробно описанным ниже.
В условиях СССР газовая цементация может производиться природным газом, — например, саратовский газ, содержащий 92—96% СН4, очень хорошо подходит для цементации.
При разбавлении природного газа крекированным или предварительно сожженным или отработавшим газом после газовой цементации повышается экономичность процесса и ускоряется время получения науглероженного слоя заданной глубины. Может применяться и газ из смеси пропана С3НВ и бутана С4Н10, которые являются побочными продуктами при крекинге нефти и сравнительно дешевы. Перед цементацией они проходят крекирование с воздухом. Для газовой цементации также с успехом используют газы брожения городской канализации, которые в основном состоят из метана СН4. Применение их удешевляет стоимость цементации. Подготовка газов брожения заключается в их очистке от углекислоты СО2 и осушке.
17*
260
Химико-термическая обработка
В последнее время для улучшения процесса газовой цементации к цементующему газу начали добавлять небольшое количество аммиака.
Для газовой цементации применяются печи как простые — периодического действия, так и непрерывные. За последнее время на отечественных заводах широко применяются шахтные ретортные электропечи с вентиляторами, изготовляемые трестом «Электропечь». Эти печи строятся мощностью 25—150 кет, диаметр реторт 250— 750 мм и высота 400—2000 мм. Они очень удобны, так как имеют свою установку для получения цементующего газа. Цементующий газ получается в них из бензола или пиробензола, которые подаются по каплям в раскаленную реторту. Наличие вентилятора обеспечивает равномерное науглероживание деталей, находящихся в реторте, и уменьшает образование сажи, затрудняющей процесс цементации.
При использовании бензола и пиробензола сажи получается меньше, поэтому лучше применять эти жидкости, а не керосин. Шахтные печи занимают мало места; все операции по загрузке и выгрузке деталей легко поддаются механизации.
Печи непрерывного действия требуют длинного муфеля из жароупорной стали, но за последнее время их строят безмуфельными с нагревом радиационными (излучающими) трубами, что обеспечивает их большую емкость и высокую производительность. Детали укладывают на поддоны и во время цементации продвигают вдоль печи с определенной скоростью.
Газовая цементация имеет следующие существенные преимущества:
1)	высокая производительность и экономичность; науглерожен-ный слой толщиной 0,5—0,8 мм получается за 6 час., толщиной 0,8— 1 мм — за 7 час. и 1 —1,2 мм — за 9 час.;
2)	удобство контроля и регулирования толщины цементуемого слоя и содержания в нем углерода;
3)	чистота рабочих мест и экономия производственных площадей;
4)	возможность закалки деталей из природно-мелкозернистых сталей непосредственно после цементационного нагрева (ускоренный процесс цементации в данном случае не вызывает сильного роста зерна аустенита);
5)	возможность механизации и автоматизации процесса.
На ведущих отечественных заводах газовая цементация применяется широко и с большим успехом.
Скоростная газовая цементация. Недостаточная стойкость жароупорных сплавов, применяемых для муфелей цементационных печей, не позволяет повысить в них температуру цементации выше 950—970°
Индукционный высокочастотный нагрев 1 позволя т применить для газовой цементации более высокие температуры и. в частности, для цементации шестерен нз стали 18ХГТ или ЗОХГТ 1050—1070°. что дает возможность получить науглеро- *
По исследованию А. Д. Ассонова, К- 3. Шепеляковского и П. А. Лапкина.
Цементация стали
261
женный слой глубиной 1 мм за 30—45 мин. вместо 8 час., как при обычной газовой цементации.
Исследования показали, что сам по себе ток высокой частоты не дает ускорения цементации, так как при сбычнсм нагреве в лабораторной печи или при изменении частоты тока в индукторе время науглероживания не изменяется и зависит только от температуры нагрева.
В установке для скоростной газовой цементации шестерен применяется частота тока 20С0 гц и мощность 60 кет. Цилиндрический муфель из кварцевого песка со связкой из борной кислоты, изолированный от воздушной атмосферы и окруженный индуктором из профилированной медной трубки с охлаждающей водой, наполняется цементующим газом. Внутри муфеля автоматической установки помещается стопка из 20 шестерен. Периодически, каждые 3“—1,5 мин., снизу в муфель вталкивается одна шестерня (а вверху уже прошедшая цементацию шестерня соответственно выталкивается), подстуживается до 900° погружается для закалки в масло и поднимается из него наверх конвейером.
Высокая температура цементации (1050—1070°) ускоряя процесс науглероживания, вызывает рост зерна (правда, сравнительно небольшой) даже у природно-мелкозернистой стали 18ХГТ и ЗОХГТ Однако, по данным завода имени Лихачева (ЗИЛ), механические свойства как образцов, так и шестерен после скоростной газовой цементации оказываются не ниже, а иногда даже выше, чем после обычной газовой цементации
Внедрение скоростной газовой цементации позволяет создавать автоматические поточные линии для производства шестерен и других деталей, значительно увеличивать производительность труда, устранять расход на до огие хромоникелевые жароупорные сплавы, снижать расход электрической энергии и стоимость цементации и обеспечивать высокое и однородное качество продукции благодаря автоматизации управления технологическим процессом цементации и термической обработки.
Применение эндотермической атмосферы при газовой цементации. За последние годы на заводах для газовой цементации с успехом применяют эндотермическую атмосферу (см. стр. 207). Сам по себе эндотермический газ обладает слабой науглероживающей способностью и служит только как защитный от окисления и обезуглероживания. Поэтому для цементации эндотермический газ обогащают 10—15% необработанного природного газа. Чтобы обеспечить белее эффективное науглероживание, в муфель цементационной печи сначала в течение 2/3 времени процесса подается обогащенный газ, а затем в течение остальной 1/,я времени туда подается необогащенный эндотермический газ с заданной температурой точки росы и цементуемые детали выдерживаются в нем для завершения процесса диффузии углерода с поверхности стали в глубину и создания установленного техническими условиями содержания углерода — на поверхности, например 0,75—0,85% С. Такая диффузионная выдержка выравнивает и содержание углерода по глубине цементованного слоя. Все это позволяет автоматизировать процесс газовой цементации и получать изделия, например шестерни автомобилей и комбайнов, высокого и однородного качества в условиях массового производства.
Добавление в науглероживающий эндотермический газ аммиака позволяет осуществить и обогащение поверхности цементуемых изделий азотом; содержание углерода на поверхности и здесь контролируется по температуре точки росы при диффузионной выдержке.
Твердая цементация. Твердая цементация является наиболее старым методом химико.термической обработки.
262
Химико-термическая обработка
При цементации детали упаковывают в ящики с порошком древесного угля и добавками (обычно углекислых солей бария ВаСО3, натрия Na2CO3). При нагреве идет реакция
2С + О2 = 2СО,
а также диссоциация в присутствии угля углекислых солей, например,
ВаСО3 Ч~ С ВаО 2СО.
Получившаяся окись углерода в присутствии железа разлагается на двуокись углерода и углерод
2СО = С + СО2.
Образовавшиеся активные атомы углерода в «момент выделения» проникают в решетку у-железа и за счет диффузии перемещаются в ней в глубину.
Регулируя температуру, продолжительность цементации и состав карбюризатора, можно добиться разной толщины цементованного слоя и изменять содержание углерода на поверхности. Увеличение содержания углекислых солей до определенного предела (10—12%) повышает количество углерода на поверхности.
Процесс цементации в твердом карбюризаторе обычно проводится при 930—950°, когда сталь полностью находится в аустенитном состоянии при продолжительности процесса цементации 8—10 час. и выше в зависимости от требуемой толщины цементуемого слоя.
Цементующая смесь (карбюризатор) должна удовлетворять ряду требований. К ним относятся: 1) достаточная активность, способная обеспечить хорошую скорость науглероживания и сохранение ее при многократном применении; 2) малый удельный вес; 3) малая усадка; 4) достаточная прочность и высокая теплопроводность; 5) отсутствие пыли и вредных примесей; 6) низкая стоимость.
Наиболее распространенным карбюризатором является смесь из 75—80% березового угля и 20—25% ВаСО3 или Na2CO3. Большое значение имеет правильное изготовление карбюризатора. Смесь должна состоять из отдельных хорошо просушенных кусочков угля, тщательно перемешанных с частицами углекислых солей.
Обычно цементация производится смесью свежего и отработавшего карбюризатора.
ГОСТ 5535-50 предусматривает четыре сорта твердого карбюризатора; наиболее распространенный из них содержит 20—25% ВаСО3 и 5% СаСО3.
Существенными недостатками процесса твердой цементации являются обилие пыли и грязи, трудность регулирования, большая трудоемкость и низкая производительность. Однако твердая цементация находит еще широкое применение, так как не требует специального оборудования.
Сталь для цементации и ее термическая обработка
263
Жидкая цементация проводится в расплавленных солях, содержащих SiC, или низкоцианистых ваннах, содержащих NaCN; температура цементации 820—850°.
Длительность процесса составляет 0,5—2 часа. Жидкая цементация нашла некоторое применение при обработке мелких деталей, у которых глубина цементованного слоя не должна превышать 0,5—0,6 мм.
2.	СТАЛЬ ДЛЯ ЦЕМЕНТАЦИИ И ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ПОСЛЕ ЦЕМЕНТАЦИИ
Сталь для цементации. Большое значение для успеха цементации имеет правильный выбор стали. Так как после цементации производится закалка с низким отпуском, то для цементации применяют сталь, дающую после закалки малую твердость и высокую вязкость в сердцевине изделий, т. е. углеродистую и легированную сталь с низким содержанием углерода (0,1—0,25%).
В настоящее время для цементованных шестерен и других деталей, от которых требуется высокая прочность, берут сталь с содержанием углерода ближе к верхнему пределу (0,25%). Это обеспечивает более высокий предел текучести их сердцевины после термической обработки и предохраняет их твердый поверхностный слой от продавливания.
Элементы-карбидообразователи — хром, вольфрам, молибден, ванадий, ниобий и титан (при содержании меньше 1 %) — в большинстве случаев способствуют науглероживанию поверхности стали при цементации.
Наоборот, элементы, растворяющиеся в аустените (кремний, алюминий, никель и медь), могут препятствовать науглероживанию поверхности стали при цементации. Марганец действует по-разному при разной длительности процесса цементации, так как его карбид не очень устойчив.
Объясняется это тем, что в процессе цементации образование карбидов понижает содержание углерода в аустените и способствует растворению в нем новых порций углерода, тогда как наличие в твердом растворе, в аустените, указанных выше элементов препятствует его науглероживанию. Поэтому хромистые стали имеют в цементованном слое большее содержание углерода, чем простые углеродистые. К цементуемым сталям предъявляется ряд требований. Они должны отличаться хорошей обрабатываемостью режущим инструментом, сопротивляться перегреву,, т. е. иметь мелкое зерно аустенита (6—8) и мало деформироваться в процессе закалки. Про-каливаемость их должна быть регламентирована в соответствии с размером деталей, для изготовления которых они предназначаются. Цементованный слой не должен содержать большое количество остаточного аустенита.
264
Химико-термическая обработка
Остаточный аустенит имеет меньший удельный объем, чем перлит, что ведет к образованию в цементованной и закаленной поверхности стальных деталей остаточных напряжений растяжения, понижающих их предел выносливости. Кроме того, наличие остаточного аустенита снижает твердость, предел прочности, предел выносливости и сопротивление износу цементованного слоя.
Наоборот, образование на поверхности стали мартенситной структуры не только сильно повышает твердость, но в результате
Фиг. 172. Структура поверхности цементованной стали (X 1000):

а — анормальная; б — нормальная.
большого удельного объема мартенсита создает высокие остаточные напряжения сжатия, увеличивающие предел выносливости деталей.
Встречаются стали, которые после цементации и медленного охлаждения имеют структуру из коагулированной, местами разорванной сетки карбида, окруженной ферритом и перлитом грубого сложения (фиг. 172, а). Такая структура называется анормальной. При нормальной для данной стали температуре нагрева и скорости охлаждения при закалке анормальная структура может дать относительно менее твердые трооститные пятна на поверхности цементованных деталей. Анормальность объясняется повышенным содержанием кислорода в стали, неоднородностью аустенита и затрудненной диффузией в нем. Структура, состоящая из одного перлита или из очень тонкой сетки цементита и мелкого перлита (фиг. 172, б), называется нормальной. Повышенное содержание марганца в стали способствует образованию нормальной структуры после цементации.
Термическая обработка после цементации. После цементации детали обязательно подвергают термической обработке. При газовой цементации в непрерывно действующих муфельных печах и в автоматических установках для скоростной цементации током высокой
Сталь для цементации и ее термическая обработка
265
частоты обычно применяют закалку с цементационного нагрева с под-стуживанием и отпуск. После газовой цементации в шахтных печах, а также цементации в твердом карбюризаторе применяют охлаждение до атмосферной температуры и затем одинарную закалку и отпуск или двойную закалку и отпуск.
Наиболее простым видом термической обработки после цементации для деталей, изготовленных из природных мелкозернистых сталей, является непосредственная закалка и отпуск при 180—200°.
а-	б)
Фиг. 173. Структура поверхности цементованной и закаленной стали (Х750).
При этом способе устраняется излишний нагрев, следовательно, имеется возможность получить наименьшее коробление. К тому же природная мелкозернистость сталей позволяет сохранить у них при цементации мелкое зерно аустенита, а подстуживание после цементации перед закалкой — получить нормальную закалочную температуру, понизить коробление и содержание остаточного лусте-нита на поверхности.
В легированной стали закалка после цементации вследствие высокого содержания углерода на поверхности может дать много остаточного аустенита (фиг. 173, а), вредные остаточные напряжения растяжения и пониженную твердость (например, HRC 50 вместо HRC. 60).
Закалка из цементационной печи применима только для сталей с мелким размером природного зерна. В природных крупнозернистых сталях после длительного нагрева при высскол температуре цементации происходит сильный рост зерна. Особенно крупнозернистой
266
Химико-термическая обработка
становится науглероженная поверхность, так как температура нагрева 950° значительно превышает температуру ее закалки.
Для уничтожения крупнозернистости применяют после охлаждения до комнатной температуры двойную термическую обработку и отпуск. Детали после цементации охлаждают вместе с ящиками; затем их снова нагревают в печи до температуры немного выше той, которая является критической для сердцевины, т. е. до 880—900°, и нормализуют. В результате сердцевина получается мелкозернистой. Температура 880—900° значительно превышает критическую температуру для науглероженной поверхности, поэтому после нормализации мягкой сердцевины поверхность может еще остаться крупнозернистой. Чтобы сообщить ей мелкозернистую структуру, детали подвергают новому нагреву в печи до температуры, превышающей на 50° критическую температуру для науглероженной поверхности, т. е. примерно до 760—780°. Так как эта температура слишком низка для мягкой сердцевины, имеющей более высокую критическую температуру, она на величину зерна сердцевины влияния не оказывает. Твердая науглероженная поверхность приобретает структуру мелкозернистого аустенита. При последующей закалке поверхность приобретает твердую структуру мелкоигольчатого мартенсита (фиг. 173, б).
После цементации и закалки детали подвергают отпуску при 180— 200° для понижения внутренних напряжений. В результате поверхность приобретает структуру отпущенного мартенсита или отпущенного мартенсита с небольшим количеством остаточного аустенита.
Карбидная сетка, образующаяся при медленном охлаждении после цементации, в случае содержания углерода на поверхности более 0,8% должна полностью раствориться при нагреве под нормализацию. Присутствие карбидной сетки в закаленном слое (фиг. 174, а) сообщает ему хрупкость и ведет к его растрескиванию. Наличие округлых разрозненных карбидов в мартенсите (фиг. 174, б) такой хрупкости не вызывает, но все же снижает предел выносливости.
Микроструктура сердцевины цементованных деталей может состоять в легированных сталях или из феррита и небольшого количества мартенсита (фиг. 174, в), или из одного низкоуглеродистого вязкого мартенсита (фиг. 174, г). Последняя предпочтительнее в тех случаях, когда требуется получить более высокий предел текучести и предотвратить возможность продавливания цементованного слоя. У нелегированной углеродистой стали, применяемой для неответственных деталей и обладающей малой прокаливаемостью, сердцевина состоит из феррита и перлита (сорбита закалки).
Пороками цементованных деталей являются мягкие места на их поверхности после закалки. Происхождение их связано с образованием троостита закалки (фиг. 174, д\ хЮО) вследствие неоднородности концентрации углерода в исходном аустените, а главное из-за
Сталь для цементации и ее термическая обработка
267
недостаточно быстрого охлаждения при закалке. Мягкие места на поверхности цементованных деталей могут образоваться и вследствие недостаточного науглероживания. Микроструктура закаленной поверхности недоцементованной стали (фиг. 174, е; хЮО) обнаруживает мартенсит и феррит.
a)	S)	в)
Фиг. 174. Структура цементованной, закаленной и отпущенной стали.
Для предохранения стали от цементации в тех местах, где у детали следует сохранить мягкую поверхность, применяют следующие методы: 1) электролитическое покрытие медью; 2) удаление перед закалкой науглероженного слоя путем механической обработки; 3) обмазку глиной с асбестовым волокном и жидким стеклом; 4) защиту внутренних полостей пробками, препятствующими проникновению газа.
268
Химико-термическая обработка
3.	АЗОТИРОВАНИЕ
Азотированием называется насыщение поверхностного слоя стальных изделий азотом. Оно осуществляется путем их нагрева в потоке аммиака при 480—650°. Азотирование применяется для создания очень твердого, износостойкого и хорошо сопротивляющегося коррозии тонкого слоя. Кроме того, азотирование создает на поверхности деталей остаточные напряжения сжатия, значительно повы-
шающие предел выносливости и долговечность деталей.
Сущность процесса азотирования заключается в разложении аммиака на азот и водород (2NH3 = 2N + 3Hf). Активные атомы азота (в момент выделения) на поверхности проникают в решетку a-железа и диффундируют в ней. В результате получается ряд структурных элементов и переходных структур.
Структурные элементы при азотировании. Вначале при азотировании получается a-фаза, т. е. твердый раствор азота в феррите,
Фиг. 175. Диаграмма сплавов Fe—N. который при 591° растворяет ДО 0,42% N, а при атмосферной температуре — только до 0,015% N (фиг. 175). При повышении содержания азота образуется у'-фаза, содержащая 5,5—5,95% N и представляющая собой нитрид железа Fe4N (5,9%). Наконец, при дальней-
шем повышении содержания азота образуется е-фаза, содержащая 8,0—11,2% N. Наибольшее содержание в ней азота отвечает нитриду железа Fe2N (11,2%). При температурах выше 591° образуется у-фаза, которая представляет собой твердый раствор азота
в у-железе.
При понижении температуры у-фаза претерпевает эвтектоидный распад. Эвтектоид состоит из а + у'-фаз и содержит 2,35% N.
В легированных сталях при азотировании образуются нитриды алюминия, титана, ванадия, хрома, молибдена, вольфрама и марганца (AIN, TiN, VN и т. д.), которые придают азотированному слою очень
высокую твердость.
При легировании стали алюминием, хромом и молибденом твердость по Виккерсу азотированного слоя достигает HV 1200.
Нитриды титана, ванадия, вольфрама, молибдена, хрома, марганца и железа являются «фазами внедрения». На фиг. 176 дана микроструктура азотированного слоя, полученного на хромомолиб-деноалюминиевой стали. Светлая составляющая на поверхности представляет собой е-фазу (Fe2N),
Азотирование
269
Сталь для азотирования. Простая углеродистая сталь мало пригодна для азотирования: ее поверхность получается недостаточно твердой и вместе с тем хрупкой. В настоящее время для азотирования чаще применяют легированную сталь марки 35ХМ ОА, содержащую 0,30—0,40% С; 1,35—1,65% Сг; 0,2—0,3% Мо; 0,7—1,2% А1. Легирующие элементы — алюминий, хром и молибден — необходимы для получения устойчивых дисперсных нитридов, создающих высокую твердость на поверхности после азотирования. Молибден, кроме того, устраняет хрупкость отпуска, которая может возникнуть в стали вследствие длительного нагрева ее при 500° во время азотирования (явление отпускной хрупкости рассматривается в главе «Легированная сталь», раздел «Особенности термической обработки»).
Фиг. 176. Структура азотированной стали (X 100).
Ввиду высокой стоимости молибдена в качестве заменителя стали 35ХМЮА применяется сталь марки 35Х1ОА. Для азотирования можно применять и сталь без алюминия, содержащую 1,5—2,5% Сг; 0,2—0,6% V; 0,3—1,0% Мо; 0,5—1,0’6 Ti и т. д., у которой азотирование при 480—520° может создать на поверхности твердость до HV 900—950.
Хорошие результаты дает азотирование нержавеющей и жароупорной стали. Замечательные антифрикционные свойства обнаруживает азотированная поверхность графитизированной стали, т. е. стали, имеющей в структуре графит. Она отличается высокой твердостью и износостойкостью; вместе с тем графит удерживает смазку и понижает коэффициент трения, что очень важно для гильз цилиндров, втулок и подшипников.
Процесс азотирования. Детали, подлежащие азотированию, перед азотированием обычно подвергаются закалке и отпуску, например для стали 35ХМ.ОА закалка в воде при 950° и отпуск при 550—600°. Это делается для того, чтобы тонкий и хрупкий слой, получаемый при азотировании, опирался на прочную и однородную подкладку (сердцевину детали) и не продавливался в работе. После окончательной механической обработки закаленные и отпущенные детали азотируют в течение различного времени (от 12 до 50 и даже до 100 час).
270	Химико-термическая обработка
которое зависит от требуемой толщины азотированного слоя и характера процесса. Для получения азотированного слоя глубиной 0,25— 0,3 мм при 500—520° требуется около 24 час., а для слоя глубиной 0,4 мм — 48 час.
Чем выше температура азотирования, тем больше скорость диффузии азота в стали, но тем ниже твердость. Для ускорения процесса азотирования применяют комбинированные температурные режимы: сначала процесс ведут при 500—520°, чтобы получить высокую твердость поверхности, а затем при 600—620° для увеличения скорости диффузии азота. Такой режим азотирования сокращает длительность процесса азотирования в 2—2,5 раза. После азотирования высокая твердость получается сразу и последующей термической обработки нетребуетс я, что является крупным преимуществом этого процесса.
Диссоциация аммиака до 60—65% не отражается на качестве слоя, и лишь более высокая его диссоциация вызывает снижение твердости и глубины азотированного слоя, особенно в начале процесса. Обычно при 500° степень диссоциации составляет 20—25% и при 600° — 40—45%.
Если азотирование проводят только с целью повышения сопротивления деталей коррозии, то оно продолжается от 15 мин. до 3 час. при 650—700°.
Для предохранения от азотирования применяется лужение, т. е. электролитическое покрытие оловом поверхности в тех местах, где надо избежать азотирования.
Твердость азотированного слоя определяется при помощи прибора Виккерса или особо чувствительного прибора Роквелла при нагрузке 15 кГ. Прибором ПМТ-3 также определяют микротвердость азотированного слоя. Во всех случаях делается отпечаток алмазным конусом или алмазной пирамидой. При испытании по Виккерсу надрывы и трещины вокруг отпечатка характеризуют хрупкость азотированного слоя.
Преимущества и недостатки азотирования. По сравнению с цементацией азотирование имеет ряд преимуществ и недостатков. Температура азотирования (480—540°) гораздо ниже температуры цементации и закалки; высокая твердость поверхностного слоя у азотированных деталей получается сразу, без последующей закалки, что позволяет избежать дефектов, обычно сопутствующих закалке после цементации.
При азотировании происходят сравнительно небольшие изменения размеров деталей, которые в некоторых случаях можно заранее предусмотреть при постоянстве условий процесса. Чем ниже температура и чем меньше глубина азотирования, тем меньше эти деформации.
Азотирование дает более высокую твердость и износостойкость, чем цементация с последующей закалкой. Это подтверждает длительный эксплуатационный опыт и многочисленные лабораторные иссле
Цианирование
271
дования. Кроме того, твердость и износостойкость азотированных деталей не меняются после нагрева (отпуска) до 500°, тогда как у цементованных деталей твердость начинает понижаться при отпуске выше 200°. Механические свойства сердцевины у азотированных деталей также выше, чем у цементированных, причем в результате низкой температуры азотирования эти свойства не изменяются.
Перед механической обработкой и азотированием детали следует подвергать закалке и отпуску, в результате чего механические свойства их значительно улучшаются и сталь получает сорбитную структуру.
Азотированные детали отличаются хорошей сопротивляемостью действию переменных напряжений и обладают высоким пределом выносливости, что объясняется образованием в азотированном слое остаточных напряжений сжатия, которые уменьшают растяжения от внешней нагрузки и, создавая выгодную эпюру напряжений, понижают вредное действие концентраторов напряжений — поверхностных дефектов, резких переходов сечений и т. д. Детали после азотирования приобретают значительную сопротивляемость коррозии на воздухе, а также в пресной воде. Следует отметить, что даже самоз легкое шлифование (на 0,05 мм), удаляя сплошной слой нитридов (е-фазу), значительно понижает сопротивляемость азотированных деталей коррозии.
Недостатками процесса азотирования являются, во-первых, чрезмерная длительность процесса, продолжающегося до 50 и даже до 100 час., и, во-вторых, необходимость применения особых легированных сталей, стоимость которых в 2—3 раза превышает стоимость низколегированных и углеродистых сталей. Все это уменьшает возможность широкого применения процесса азотирования и значительно повышает стоимость азотированных деталей.
Поэтому азотирование применяют в машиностроении обычно там, где требуется особое качество деталей, например, в производстве дизельной аппаратуры, измерительного инструмента, гильз, цилиндров, зубчатых колес, коленчатых валов, а также в тяжелом станкостроении для получения массивных деталей с высокой поверхностной твердостью и износоустойчивостью (например, шпиндели).
4.	ЦИАНИРОВАНИЕ
Цианированием называется процесс насыщения поверхности стальных изделий одновременно и углеродом, и азотом обычно на небольшую глубину (0,1—0,2 мм), но при некоторых процессах цианирование может производиться на глубину до 2 мм.
В зависимости от температур, при которых производится процесс, цианирование разделяется на высокотемпературное (750—950°) и низкотемпературное (550°).
Твердая и износостойкая поверхность изделий при высокотемпературном цианировании получается только после их закалки и низко-
272
Химико-термическая обработка
температурного отпуска, а низкотемпературное цианирование про-
изводится после закалки и отпуска.
Цианирование осуществляется путем нагрева и выдержки стальных деталей, погруженных в цианизаторы (расплавленные цианистые соли) или смесь цементирующего газа с небольшим количеством аммиака (в этом случае процесс обычно называется газовым цианированием или нитроцементацией).
Положительное влияние азота в процессе цианирования объясняется образованием карбонитридов железа и понижением темпе-
Фиг. 177. Схема распределения остаточных напряжений в цианированной и закаленной стали.
ратуры превращения a-железа в у-железо благодаря растворению азота в а-железе .
Высокотемпературное цианирование производится при 750—930°, когда сталь находится в состоянии аустенита и преобладает процесс обогащения ее углеродом. Чем выше температура цианирования, тем меньше насыщение азотом и больше углеродом. Этот процесс применяют в основном для различных мелких деталей. После закалки этих деталей в масле или в воде и низкого отпуска наружная поверхность деталей становится очень твердой, износостойкой, хорошо сопротивляющейся <оррозии и приобретает красивый сероватый цвет.
На поверхности цианированных изделий после закалки наблюдается значи
тельное количество остаточного аустенита, который вызывает образование остаточных напряжений растяжения (фиг. 177), понижающих у них предел выносливости. По мере удаления от поверхности остаточного аустенита становится меньше, остается один мартенсит и остаточные напряжения растяжения переходят в напряжения сжатия.
Путем дробеструйного наклепа цианированных деталей, например шестерен автомобилей, можно не только устранить вредные остаточные напряжения растяжения на поверхности, но и превратить их в напряжения сжатия, повышающие предел выносливости.
Быстрорежущая сталь подвергается низкотемпературному цианированию (нитроцементации) при 550°, когда сталь имеет решетку a-железа и когда преобладает процесс обогащения ее азотом. Низкотемпературное цианирование не требует закалки, так как непосредственно обеспечивает высокую твердость и режущие свойства инструмента из быстрорежущей стали, предварительно закаленной и отпущенной (см. гл. XIV, раздел «Быстрорежущая сталь»).
Цианирование бывает жидким и газовым. Возможно также комбинированное цианирование в жидком цианизаторе с пропусканием
Цианирование
273
аммиака для активизации процесса и увеличения содержания азота на поверхности детали.
Жидкое цианирование. Жидкое цианирование производится путем нагрева деталей в течение 10—60 мин. в цианистой ванне из смеси расплавленных солей (например, 30% NaCN и 70% смеси NaCO3 и NaCl) при 820—850°.
Химизм процесса жидкого высокотемпературного цианирования заключается в том, что в расплавленных солях происходят следующие реакции:
2NaCN + О2 = 2NaCNO;
2NaCNO + О2 = Na2CO3 + СО + 2N;
2СО = СО2 + С.
Атомарный углерод и отчасти азот проникают в решетку у-железа.
После цианирования следуют закалка и низкий отпуск.
Цианированию на малую глубину подвергают преимущественно стали со средним содержанием углерода 0,3—0,4% как углеродистые, так и легированные. Этот вид цианирования широко применяется на автомобильных заводах для шестерен и различных мелких деталей.
Особый интерес представляет глубокое цианирование, применяемое вместо цементации. Глубокое цианирование производится при 930—950° в низкопроцентных цианистых ваннах, содержащих большое количество ВаС12, СаС12 и NaCl. Типичный состав ванны для глубокого цианирования: 6% NaCN; 84% ВаС12 и 10% NaCl.
Цианирование в ваннах, содержащих большое количество ВаС12, приводит к преимущественному насыщению стали углеродом.
При наличии в ванне хлористого бария в ней протекают следующие реакции:
2NaCN 1- ВаС12 72 Ba (CN)2 |- 2NaCl;
Ba (CN)2 -> BaCN2 + С;
Ba (CN)2 -Г О2 ±7 ВаО + СО -|- 2N, т. е. образуется углерод в активной форме (а также азот), который и диффундирует в обрабатываемую сталь.
Во избежание больших потерь тепла и угара цианистых солей зеркало ванны при глубоком цианировании покрывается тонким слоем графита.
Длительность процесса для получения слоя глубиной 1—2 мм составляет 6 час. После глубокого цианирования неответственные детали закаливаются непосредственно из цианистой ванны или переносятся в другую ванну с более низкой температурой, в которой подстуживаются до температуры закалки. Ответственные детали охлаждаются на воздухе и затем вновь нагреваются для закалки.
18 Болховитинов И. Ф. 302

Химико-термическая обработка
При закалке цианистая соль смывается с деталей. Цианистая ванна постепенно истощается, содержание CN в ней падает и, чтобы не замедлилось действие ванны, ее нужно освежать добавлением NaCN, ВаС12 и др.
Процесс цианирования вследствие ядовитости цианистого натра NaCN и его паров выделяют из общего потока производства в особые блоки. Цианистые ванны должны быть снабжены кожухами и хорошей вентиляцией. Отходы цианистых ванн перед выпуском их в канализационную сеть необходимо химически обезвредить.
Для цианирования применяют обогреваемые газом соляные ванны, а также электродные соляные ванны.
В мелком кустарном производстве цианирование производится следующим образом: нагретую стальную деталь посыпают порошком желтой кровяной соли K4Fe (CN)6. Соль плавится, образуя жидкую пленку; после небольшой выдержки деталь закаливают. Получается твердая поверхность, однако закаленный слой при этом бывает очень тонким и неравномерным.
Газовое цианирование. В крупных масштабах газовое цианирование или нитроцементация производится на том же оборудовании, что и цементация, но только в цементирующий газ добавляется аммиак, что позволяет ускорить процесс химико-термической обработки и получить большую твердость и износостойкость изделий. Углерод и азот взаимно облегчают проникновение в решетку железа. Как и при жидком цианировании, при пониженных температурах (около 550°) преобладает процесс насыщения азотом, а при высоких температурах (около 840°) — насыщение углеродом.
Газовое высокотемпературное цианирование позволяет применять дешевые углеродистые и низколегированные стали и требует меньшей длительности процесса для получения заданной глубины слоя по сравнению с азотированием и цементацией. Таким образом, газовое высокотемпературное цианирование является процессом высокопроизводительным, дешевым и менее вредным, чем жидкостное.
Низкотемпературное газовое цианирование, или нитроцементация, проводится только на инструменте из быстрорежущей стали после заточки на глубину 0,04 мм. Это значительно повышает режущие свойства инструмента.
Процесс газового цианирования полностью поддается механизации.
Применяемые печи по конструкции подобны шахтным печам или печам для непрерывной газовой цементации.
Содержание углерода и азота на поверхности можно регулировать температурой и изменением соотношения между содержанием аммиака и цементирующего газа.
После газового цианирования при 750—900° детали подвергают закалке и низкому отпуску.
Диффузионная металлизация
275
В результате цианирования и последующей закалки с отпуском йа поверхности стали получается очень твердый, хорошо сопротивляющийся износу и имеющий высокий предел выносливости слой азотистого мартенсита (фиг. 178), над которым расположены светлые поля остаточного аустенита.
Газовое цианирование также может быть ступенчатым: первая выдержка делается при 500—600°, вторая —при 750—900°.
а)	6)
Фиг. 178. Структура цианированной стали: а — X 100; б — Х500.
5.	ДИФФУЗИОННАЯ МЕТАЛЛИЗАЦИЯ
Диффузионной металлизацией называется процесс насыщения поверхности стальных деталей алюминием, хромом, кремнием, бором и др.
Диффузионная металлизация осуществляется путем нагрева и выдержки стальных деталей в контакте с твердой или газовой средой, содержащей элемент, которым осуществляется насыщение. Диффузионная металлизация создает поверхностную окалиностой-кость, коррозионную стойкость, а также износостойкость и твердость. Диффузионная металлизация не получила еще достаточного практического применения из-за необходимости высокой температуры и длительности процесса. Пока можно считать внедренным в производство только процесс насыщения алюминием — алитирование, тогда как остальные процессы — хромирование, силицирование и т. д. —только начинают применяться.
18*
276
Химико-термическая обработка
Алитирование. Алитированием называется насыщение поверхности стали алюминием. Алитированные детали не окисляются с поверхности и хорошо служат при температурах до 800—900°.
Алитирование основано на процессе диффузии алюминия в железо. Сталь для алитирования упаковывают в ящики (чугунные или стальные) и засыпают порошком из 49% ферроалюминия, 49% окиси алюминия А12О3 и 2% нашатыря (NH4C1). Иногда порошок ферроалюминия заменяют порошком металлического алюминия.
Ящики с деталями плотно закрывают и производят их нагрев при 950—1000° в течение 4—16 час. Охлаждение производят медленно, вместе с печью.
Химизм процесса алитирования заключается в том, что внутри яшика из порошка образуется газ А1С13, который взаимодействует с железом по обменной реакции
Fe + А1С13 = FeCl3-r Al.
Активные атомы алюминия проникают в решетку у-железа. В результате на поверхности алитированных деталей получается слой, состоящий из твердого раствора алюминия в железе толщиной 0,3—1 мм. При работе алитированных деталей в условиях высоких температур на их поверхности образуется прочная пленка из окислов А12О3. Эта пленка предохраняет металл от дальнейшего окисления.
Те места деталей, которые не должны насыщаться алюминием, например резьбу, защищают прн алитировании путем плотного обертывания асбестом или обмазки из смеси порошкообразной огнеупорной глины с жидким стеклом. Можно также надевать железный колпак соответствующего диаметра, аотверстия закрывать пробкой.
Очень хорошие результаты дает газовое алитирование хлоридом алюминия. Некоторое применение нашло жидкое алитирование. Детали погружаются при 700—800° в расплавленный алюминий, насыщенный железом (6—8%). Алитирование в расплавленном алюминии позволяет за 1 час получить слой глубиной 0,2—0,3 мм. Недостатком метода является повышенная хрупкость слоя за счет пересыщения его алюминием.
Для снижения хрупкости алитированного слоя производят диффузионный отжиг при 900—1150°
Хромирование и силицирование. При диффузионном хромировании в качестве металлосодержащей среды применяется или порошок феррохрома с толченым шамотом, смоченный соляной кислотой, или газ, состоящий из хлоридов хрома. Насыщенная хромом поверхность изделий становится окалиностойкой и коррозионностойкой, приобретает твердость и износостойкость.
При диффузионном силицировании металлосодержащей средой служит порошок ферросилиция или газ, состоящий из хлоридов кремния. Насыщение кремнием делает поверхность изделия коррозионностойкой. При диффузионной металлизации возможно насыщение стали и другими металлами, например бором, бериллием и т. д., а также сразу двумя металлами, например алюминием и хромом.
ЛИТЕРАТУРА
Ассонов А. Д., Ланкин П. А. и Шепеляковский К. 3., Газовая цементация при нагреве токами высокой частоты, Машгиз, 1958.
Бугаков В. 3., Диффузия в металлах и сплавах, Гостехиздат, 1949,
Замятин М. М., Кинетика процессов химико-термической обработки стали. Металлургиздат, 1951.
Лахтин Ю. М., Методы поверхностного упрочнения деталей машин, Машгиз, 1950.
Минкевич А. Н., Химико-термическая обработка стали, Машгиз, 1950.
Мороз Л. С. иШураков С. С., Проблема прочности цементованной стали, Минтрансмаш, 1947.
Юрьев С. Ф., Деформация стали при химико-термической обработке, Машгиз, 1950.
Atom Movements, ASM, 1951.
Factors Affecting the Fatigue Endurance of Carburized Steel, ASM, 1956.
Surface Protection Against Wear and Corrosion, ASM, 1954.
ГЛАВА XI
ДРОБЕСТРУЙНЫЙ НАКЛЕП
Сущность процесса. Высокопроизводительным, дешевым и эффективным методом поверхностного упрочнения, применяемым к деталям любых конфигураций, является дробеструйный наклеп. Советская автомобильная промышленность широко внедряет дробеструйный наклеп, который следует распространять и в других отраслях машиностроения, так как он позволяет, не меняя'материала и термической обработки, значительно повышать предел выносливости и долговечность деталей машин, подвергаемых действию переменных напряжений.
Дробеструйному наклепу подвергают совершенно готовые детали, прошедшие механическую и термическую обработку. При этом о поверхность ударяется металлическая дробь, которая двигается с высокой скоростью, увлекаемая воздушной струей или отбрасываемая лопатками быстровращающегося центробежного колеса. Удар каждой дробинки действует подобно маленькому молоточку с круглым бойком, образуя на поверхности детали небольшое углубление. В результате множества таких ударов поверхность становится шероховатой. Чем тверже материал и чем мельче дробь, тем незначительнее эти углубления. Вследствие пластической деформации на поверхности детали получается наклеп. Таким образом, меняются свойства поверхностного слоя.
Например, на обезуглероженной поверхности закаленной и отпущенной рессоры создается деформированный упрочненный слой (фиг. 179, а) на глубину 0,2—0,4 мм и даже несколько больше, что увеличивает твердость, сопротивление поверхностного слоя пластической деформации и разрушению в результате образования в кристаллических зернах множества дислокаций, блоков, искажения решетки и ряда структурных превращений. В случае наличия на поверхности стали остаточного аустенита, происходит фазовое превращение и образование мартенсита (фиг. 179, б), что вызывает увеличение твердости и износоустойчивости.
Деформированный поверхностный слой металла способствует благоприятному распределению напряжений по сечению детали, — на поверхности появляются напряжения сжатия, которые достигают нескольких десятков кГ/мм2. Для создания равновесия волокна металла, расположенные под растянутым поверхностным слоем
278
Дробеструйный наклеп
и связанные с ним, стремятся уменьшить растяжение поверхностных волокон; вследствие этого на поверхности образуются внутренние напряжения сжатия, а под упрочненным слоем — напряжения растяжения.
Вся поверхность покрывается мелкой рябью, мелкие поверхностные пороки уменьшаются, риски от механической обработки сглаживаются; снижается концентрация напряжений вокруг них.
Очень важное значение имеет обработка дробью для понижения концентрации напряжений у отверстий, резких переходов сечений
Фиг. 179. Структура стали после дробейструйного наклепа (X 100):
а — феррито-трооститная; б — аустенитная.
и канавок, а также для устранения влияния обезуглероживания поверхности благодаря повышению твердости после наклепа обезуглероженного слоя.
Обработка дробью может снизить вредное влияние начальных трещин усталости на прочность металла, замедляя или приостанавливая их развитие. Особенно сильно дробеструйный наклеп повышает предел выносливости и долговечность деталей из твердых, термически обработанных сталей, особенно те из них, которые имеют галтели, надрезы, напрессованные втулки или другие концентраторы напряжений.
При условии оптимальной продолжительности дробеструйного наклепа он повышает сопротивление деталей, например шестерен, осповидному износу (питтингу), в основе которого лежит усталостное разрушение. Перенаклеп дробью, наоборот, понижает сопротивление осповидному износу. После обработки дробью, создающей уплотненную, ровную и чистую поверхность, повышается сопротивление коррозионной усталости в пресной и соленой воде; в щелочных средах положительных результатов получено не было.
Дробеструйный наклеп
279
Наибольший эффект дает комплексное поверхностное упрочнение путем высокочастотной закалки или цементации и наклепа путем обработки дробью или накатки роликами или чеканка. Например, при поверхностной закалке шеек коленчатых валов их подвергают чеканке или накатывают роликами в месте выхода переходного слоя с напряжениями растяжения на поверхность шейки. Шаровые опоры после высокочастотной закалки в месте выхода переходного слоя, где получаются вредные напряжения растяжения, обрабатываются дробью для перевода их в полезные напряжения сжатия. Цементованные зубчатые колеса подвергают окончательной обработке дробеструйному наклепу с целью не только очистки их поверхности от окалины, но и повышения напряжений сжатия на их поверхности до наибольшей величины. При этом остаточный аустенит на цементованной и закаленной поверхности шестерни превращается в мартенсит, что сильно увеличивает износостойкость поверхности.
При дробеструйном наклепе необходимо добиваться наибольшего повышения напряжений сжатия, которые желательно получить близкими к пределу текучести обрабатываемого металла. Для создания высоких напряжений сжатия надо производить наклеп деталей, которые находятся под нагрузкой, создающей на обрабатываемой поверхности высокие напряжения растяжения. Например, на автомобильных заводах путем дробеструйного наклепа рессор на специальной установке, позволяющей обрабатывать их поверхность в напряженном состоянии, в течение 1 мин. удалось получить напряжения сжатия на поверхности рессор близкими к пределу текучести, т. е. наивысшими. Это позволило дополнительно повысить предел выносливости рессор примерно на 50%, а долговечность увеличить в 8 раз, что дало возможность отечественным заводам добиться значительного снижения веса рессор за счет уменьшения в них количества листов.
Оборудование и технология дробеструйного наклепа. В настоящее время для дробеструйного наклепа получили широкое распространение механические (центробежные) дробеметы. Всякая установка такого типа состоит из следующих частей: 1) дробемета в виде механического ротора или воздушного сопла; 2) механизма подачи — вращающегося стола или продольно перемещающегося конвейера; 3) рабочей камеры, закрытой и обложенной резиной; 4) элеватора для непрерывной подачи дроби.
Пневматические дробеметы устраиваются по типу пескоструйных аппаратов, применяемых для очистки деталей, но они расходуют в несколько раз больше энергии и отличаются меньшей производительностью, поэтому применение пневматических дробеметов ограничено: ими пользуются при наклепе труднодоступных мест деталей, устанавливая длинные сопла, и при обработке небольших участков деталей.
Для дробеструйного наклепа в большинстве случаев применяют механические дробеметы, имеющие ряд существенных преимуществ: устойчивость процесса наклепа и легкость его регулирования, высокую производительность и экономичность.
Центробежное колесо дробемета в различных установках имеет ширину 50—125 мм, диаметр 200—500 мм, скорость вращения 2200—3500 об/мин и расстояние от обрабатываемых деталей до края колеса 300—500 мм.
В производственных условиях детали подают в камеру под струю дроби или при помощи круглого вращающегося стола, илн цепным конвейером, или леитой. Скорость подачи регулируется в зависимости от требуемого режима обработки,
280
Дробеструйный наклеп
Дробь для наклепа изготовляется из твердой стальной пружинной проволоки или из отбеленного чугуна. Наиболее употребительный диаметр дроби 0,5—1,5 мм.
Дробь должна быть шарообразной и прочной. Чтобы избежать деформации дроби в момент удара, твердость ее должна быть выше твердости обрабатываемого материала; в то же время чрезмерное повышение твердости дроби связано с увеличением ее хрупкости, что ведет к быстрому раскалыванию дроби в процессе обработки, повреждению обрабатываемой поверхности и снижению эффективности процесса.
Стойкость стальной дроби, по данным Н. А. Карасева, 500— 800 час. работы, а чугунной —только 5—8 час. Применение стальной дроби, нарезанной из проволоки и обкатанной в дробемете для округления краев, дополнительно повышает, в сравнении с чугунной, предел выносливости деталей примерно на 10—15% и, помимо этого, позволяет упростить конструкцию дробеметов и понизить стоимость дробеструйного наклепа.
Стальная дробь гораздо меньше изнашивает детали дробеметов и позволяет увеличить скорость ее полета до 100 м/сек, т. е. в 2 раза по сравнению с чугунной дробью.
Выбор размера дроби зависит от размера обрабатываемой детали. С увеличением диаметра дроби увеличивается глубина проникновения обработки, поэтому чем крупнее сечение детали, тем крупнее применяется дробь, и наоборот. Широкое распространение мелкой дроби объясняется тем, что при ее применении получается менее шероховатая поверхность и, кроме того, мелкая дробь лучше проникает в галтели, всевозможные канавки и углубления ст механической обработки, тем самым снижая их вредную роль.
Для контроля интенсивности дробеструйного наклепа стальную пластинку твердостью HRC 44—50 и размером 75 X 20 X 1,2 мм укрепляют четырьмя винтами на массивной подставке и подвергают обработке дробью в условиях, воспроизводящих те, в которых находится обрабатываемая поверхность детали. После снятия с подставки пластинка изгибается под влиянием напряжения сжатия на ее поверхности. Измеряя стрелу прогиба в специальном приспособлении с индикатором, определяют интенсивность обработки. Однако этот метод контроля является недостаточно показательным и позволяет судить только об устойчивости (однородности) процесса. М. М. Саверип 1 предложил новый, более совершенный метод контроля процесса дробеструйного наклепа — по деформации свободной пластины при ее наклепе, позволяющий определить глубину упрочненного поверхностного слоя и величину внутренних напряжений сжатия, которые возникают в этом деформированном и упрочненном слое.
В случае перенаклепа дробью в микроструктуре, кроме деформированного поверхностного слоя, обнаруживаются белые (фиг. 180, а) м черные (фиг. 180, б) полосы в упрочненном поверхностном слое. При этом белые и черные полосы располагаются дугообразно по линиям наибольших сдвигающих напряжений, где могут образоваться наибольшие внутренние напряжения. Белые полосы представляют собой высоконапряженные, слаботравящиеся, сильно деформированные участки
1 Кудрявцев И. В., С а в е р и н М. М., Р я б ч е н к о А. В., Методы поверхностного упрочнения деталей машин, Машгиз, 1949.
Дробеструйный наклеп
281
микроструктуры. Черные полосы, зарождающиеся при чрезмерном перенаклепе в местах белых полос, являются микротрещинами.
На результаты обработки дробью оказывает влияние ряд факторов, связанных с режимом процесса и обрабатываемым материалом. Основными факторами являются: 1) размер и материал дроби; 2) скорость полета дроби; 3) расстояние обрабатываемой поверхности от места вылета дроби;4) направление падения дроби на обрабатываемую поверхность (угол атаки); 5) продолжительность обработки (насыщение); 6) твердость обрабатываемого металла.
В машиностроении дробеструйный наклеп можно с успехом применять для многих деталей как из стали, так и из алюминиевых и других сплавов. К числу их относятся: клапанные пружины, пружины подвески; рессоры автомобилей, шестерни
а)
Фиг. 180. Структура перенаклепанного дробью поверхностного слоя стали 40 (Х500)
коробки передач и заднего моста (конические и цилиндрические); всевозможные валы — коленчатые, передаточные и торсионные; полуоси, шатуны, поворотные кулаки, цапфы поворотных кулаков и шаровые опоры, крестовины кардана, пальцы и звенья гусениц, звенья цепей, сварные соединения, втулки, подшипники и т. д.
В последнее время дробеструйный наклеп начали применять для обработки режущего инструмента, например сверл, метчиков, накатных плашек и др. с целью повышения стойкости его при обработке резанием. Кроме того, дробеструйный наклеп применяется для повышения стойкости штампов.
Исследования II. А. Карасева показали, что после дробеструйного наклепа предел выносливости клапанных пружин автомобилей повышается в среднем на 50%; для пружин, имеющих поверхностные пороки, повышение предела выносливости доходило до 100—150%. Применение дробеструйного наклепа для автомобильных рессор, так же как и для пружин, практически полностью исключило поломки их в эксплуатации. Стендовые испытания рессор разных автомобилей показали увеличение срока службы рессор после дробеструйного наклепа в 2—12 раз, а эксплуатационные испытания — в 2,5—3 раза.
При дробеструйном наклепе клапанных пружин и пружин подвески автомобилей их загружают в камеру центробежного дробемета навалом и при наклепе все время встряхивают. Применяется дробь диаметром 0,5—0,6 мм. Интенсивность наклепа должна соответствовать прогибу контрольной пластинки не менее чем 0,35 мм.
Рессорные листы подвергают дробеструйному наклепу на установке (фиг. 181, а) с двумя дробеметами. Листы подают к ним вогнутой поверхностью кверху; каждый
282
Ц робеструйный
наклеп
лист зажат в специальном приспособлении, которое позволяет упруго деформировать обрабатываемую поверхность с целью создания на ней перед наклепом высоких напряжений растяжения. Диаметр применяемой стальной дроби 0,5—1,0 мм, стрела прогиба контрольной пластинки — не менее 0,45 мм. Автомобильные шестерни подвергаются дробеструйному наклепу на механическом дробемете с вращающимся столом (фиг. 181, б); диаметр дроби обычно 0,6—0,8 мм, стрела прогиба контрольной пластинки не менее 0,40 мм. Дробеструйный наклеп, повышая предел выносливости и долговечность службы деталей, одновременно очищает их от окалины, что устраняет пескоструйную очистку, вредную для здоровья рабочих.
Фиг. 181. Схема дробеструйного наклепа.
Исследование результатов дробеструйного наклепа. Определение предела выносливости образцов стали до и после дробеструйного наклепа выявило следующее. Образцы с надрезом, характеризующие поведение деталей в службе, обнаружили в сравнении с гладкими большее повышение предела выносливости.
Оказалось, что повышение предела выносливости далеко не одинаково для различных структур и марок сталей (табл. 19).
Таблица 19
Изменение предела выносливости стали после дробеструйного наклепа
Марка стали н тип образцов	Твердость	Предел выносливости в кГ/мм*		
		до наклепа	после наклепа	увеличение в %
Промышленно-чистое	железо (без надреза) 		HRB 89	21	25	18,5
Промышленно-чистое железо (с надрезом) 		HRB 89	14	18	26
Аустенитная сталь (с надрезом)	HRB 90	30	36	20
Сталь 20 (без надреза)		HRB 89	25	—	—
Сталь 20 (с надрезом)		HRB 89	16	21	31,2
Сталь 45, закаленная н отпущенная (с надрезом) 		HRC 20—26	23	28	23,5
Сталь 20Х цементованная (с надрезом) 		HRC 58—60	26	<40	<50
Сталь 40Х, закаленная и отпущенная (с надрезом)		HRC 52—57	35	51,5	47
Сталь 60С2, закаленная и отпущенная (с надрезом)		HRC 42—48	35,5	51,5	46
Дробеструйный наклеп
283
Наибольшее увеличение предела выносливости (до 5О°/о) обнаружили твердые, термически обработанные стали. Стали с невысокой твердостью и структурой, состоящей из феррита и перлита, обнаружили меньшее (всего до 25%) увеличение предела выносливости (фиг. 182). Испытания зубьев зубчатых колес изстали 40Х, закаленных
Фиг. 182. Кривые выносливости для образцов диаметром 10 мм.
с нагревом т. в. ч., обнаружили после дробеструйного наклепа повышение предела их выносливости на 22%.
Глубина проникновения дробеструйного наклепа исследовалась на косых срезах путем измерения твердости по Виккерсу и микротвердости. Зона повышенной твердости была в пределах 0,15—0,4 мм, что отвечает глубине наклепанного слоя.
Глубина наклепанного слоя в зависимости от размера дроби и различной продолжительности обработки определялась для малоуглеродистых сталей путем
Фиг. 183. Микроструктура стали 08кп после дробеструйного наклепа и рекристаллизационного отжига (X 100).
рекристаллизационного отжига, после которого в стали 08кп на поверхности в зоне критического наклепа отмечался рост зерна (фиг. 183), при этом оказалось:
а)	как для мелкой (диаметром 0,5—1 мм), так и для крупной (диаметром 1,5— 2,0 мм) дроби при недостаточной продолжительности обработки получается неравномерный по глубине наклепанный слой, который после увеличения продолжительности наклепа выравнивается; дальнейшее увеличение продолжительности наклепа способствует увеличению глубины слоя, величина которого ограничивается наступлением «насыщения» наклепа;
б)	значительная разница по глубине наклепанного слоя при оптимальном режиме дробеструйного наклепа получается при применении мелкой дроби (глубина 0,15 мм) и крупной дроби (глубина 0,4 мм).
Исследование микрогеометрии поверхности после дробеструйного наклепа позволило отметить увеличение как высоты, так и шага неровностей. Применение мелкой дроби, особенно для сталей с высокой твердостью поверхности, незначительно уве-
284
Дробеструйный наклеп
личивает шероховатость поверхности; между тем, острые и резкие надрезы, оставленные предыдущей механической обработкой, после обработки дробью сглаживаются и вместо них появляются ничтожные сферические углубления.
Определение внутренних напряжений после дробеструйного наклепа механическим методом в термически обработанной кремнистой стали 60С2 с 0,6% С (ИRC 48—50) показало, что при оптимальном режиме обработки в тонком поверхностном слое создаются остаточные напряжения сжатия (фиг. 184), достигающие 100—110 кГ/мм2 и распространяющиеся на глубину 0,4—0,5 мм. Наибольшие напряжения создаются на расстоянии 0,1 мм от поверхности. Эти напряжения сжатия в значительной степени способствуют повышению предела выносливости при изгибе и кручении, оказывая благоприятное влияние на суммарную эпюру напряжений
Фиг. 184. Распределение осевых остаточных напряжений после дробеструйного наклепа в стали 60С2.
цикла.
Прочие виды поверхностного наклепа. Кроме дробеструйного наклепа, в настоящее время применяются обкатка роликами или шариками, чеканка специальными бойками, наклеп с помощью ротационных упрочнителей и гидроабразивный наклеп. Эти методы позволяют получать более глубокий упрочненный наклепанный поверхностный слой с высокими напряжениями сжатия на поверхности, чем при дробеструйном наклепе. Например, при обкатке роликами получается упрочненный слой до нескольких миллиметров, а при чеканке мягкой стали при помощи мощных чеканочных устройств —даже до 20—30 мм, что особенно важно при упрочнении крупных изделий.
Обкатка роликами производится на то
карных или строгальных станках с помощью как однороликовых, так и многороликовых приспособлений, давление на ролики осуществляется или с помощью пружин,
или гидравлическим путем.
Однороликовые приспособления проще и удобнее, но при больших усилиях могут вызвать остаточную деформацию изделий, что устраняется благодаря взаимному уравновешиванию усилий при применении двух- и трехроликовых приспособлений. Помимо упрочнения, при обкатке повышается чистота обработанной поверх
ности .
Обкатка роликами широко применяется в транспортном машиностроении для шеек и подступичных частей осей подвижного железнодорожного состава, а также для штоков молотов, валиков, галтелей, коленчатых валов дизелей и т. д.
Чеканка специальными бойками производится на станках с помощью пневматического ударного инструмента или вручную в случае наклепа сварных соединений и крупногабаритных изделий. За последнее время разработаны и механические чеканочные приспособления.
Дробеструйный наклеп
285
При чеканочном наклепе удар бойка со сферической поверхностью образует вмятины на поверхности. И. В. Кудрявцевым предложен наклеп с рифлением контактных поверхностей конструкций, позволяющий в необходимых случаях не только повышать их усталостную прочность, но и сопротивляемость относительному перемещению; он применяется для пластинчатых деталей рамных конструкций в тяжелом машиностроении.
Ротационный наклеп производится вращающимися дисками, снабженными шариками или роликами. При гидроабразивном наклепе струя жидкости с абразивами разной зернистости направляется под давлением на обрабатываемую поверхность и производит одновременно с упрочнением и гидрополировку поверхности.
ЛИТЕРАТУРА
Болховитинова Е. Н., Влияние дробеструйного наклепа иа свойства стальных деталей, Машгиз, 1953.
Кудрявцев И. В., Виутреииие напряжения как резерв прочности в машиностроении, Машгиз, 1951.
Кудрявцев И. В., Современное состояние и основные направления в области упрочнения деталей машин поверхностным наклепом, МДНТП, 1958.
Саверин М. М., Дробеструйный наклеп, Машгиз, 1955.
ЦНИИТМАШ, Вопросы конструкционной прочности стали, кн. 85, Машгиз, 1957.
ЦНИИТМАШ, Повышение прочности элементов конструкций и деталей машин, кн. 91, Машгиз, 1959.
ГЛАВА XI1
ЛЕГИРОВАННАЯ СТАЛЬ
1. ОСНОВЫ ЛЕГИРОВАНИЯ СТАЛИ
Легированной называется сталь, содержащая один или несколько специальных элементов (хром, никель, титан, ванадий, вольфрам, молибден и др.) в различных комбинациях и в количестве, заметно изменяющем ее свойства, или содержащая повышенное против обычного количество марганца и кремния.
В настоящее время производство легированной стали в СССР составляет около 15% всей выплавляемой у нас стали, а в ближайшие годы намечается увеличение до 25%.
Основной целью легирования стали является повышение ее прочности. Преимущества легированной стали выявляются после ее термической обработки.
Легированием можно улучшить соотношение между прочностью и вязкостью и значительно снизить температуру перехода стали в хрупкое состояние. Легирование повышает твердость, препятствует ее понижению при нагреве и увеличивает красностойкость1, повышает сопротивление износу и коррозии и может создавать у стали особые физические и химические свойства, о которых будет сказано ниже.
Легирование стали обеспечивает большую ее прокаливаемость в сравнении с простой углеродистой сталью, а. также возможность получения при закалке ее в масле структуры мартенсита, что уменьшает внутренние напряжения и связанную с ними опасность появления трещин и коробления изделий.
Положение легирующих элементов в периодической системе элементов Менделеева, строение и размеры их атомов. К числу легирующих элементов в стали относятся элементы второго периода — висмут и азот, третьего —алюминий и кремний, четвертого —титан, ванадий, марганец, кобальт, никель и медь, пятого — цирконий, ниобий и молибден, шестого — вольфрам и свинец. Кроме этих элементов, в стали присутствует еще элемент второго периода — углерод.
Сохранение высокой твердости при повышенных температурах.
Основы легирования стали
287
Большинство легирующих элементов, подобно а- и у-железу, имеет атомно-кристаллические решетки объемноцентрированного или гранецентрированного куба. Титан и цирконий имеют гексагональную решетку, а кремний и углерод — решетку типа алмаза. Сходство кристаллических решеток способствует образованию легирующими элементами твердых растворов с железом. Элементы, имеющие объемноцентрированпую кубическую решетку, растворяются преимущественно в a-железе, а имеющие гранецентрированную кубическую — у-железе.
°/, легирующего элемента
% легирующего элемента
а)
S)
Фиг. 185. Типы диаграмм состояния сплавов железо— легирующий элемент.
В основном легирующие элементы можно характеризовать: 1) по растворимости их в феррите или аустените и 2) по образованию ими карбидов или растворимости в цементите.
Кроме того, легирующие элементы могут образовывать химические соединения: с кислородом —оксиды (МпО, V2O5, TiO и т. д.), с азотом — нитриды, с серой — сульфиды.
Легирующие элементы могут давать химические соединения с железом, но эти соединения обычно не встречаются в промышленных сталях, так как для их образования в большинстве случаев необходимо весьма значительное количество легирующего элемента.
Некоторые элементы, например свинец, почти не растворяются в железе и присутствуют в виде отдельных включений; медь растворяется в феррите до 1%, а сверх этого количества присутствует в виде включений, поэтому больше 1 % Си в обычные промышленные стали не добавляется.
Влияние легирующих элементов на аллотропические формы железа. Все легирующие элементы в отношении их влияния на устойчивость a-фазы (a-Fe) или у-фазы (y-Fe) можно в основном распределить на две группы.
Первая группа — никель, марганец, углерод, азот, медь — в двойных диаграммах (с железом) —образует расширенную у-область (фиг. 185, а), характеризуемую сниженной точкой А3 и повышенной
288
Легированная сталь
А4, и увеличивает устойчивость у-железа. Кобальт, принадлежащий к первой группе, повышает обе эти точки А3 и А4.
Вторая группа — кремний, хром, алюминий, молибден, вольфрам, ванадий, титан, фосфор, бор, цирконий в двойных диаграммах (с железом) —образует замкнутую у-область (фиг. 185, б), характеризуемую повышенной точкой А3 и сниженной А4, и увеличивает устойчивость а-железа.
Растворимость легирующих элементов в феррите и аустените. Растворимости большинства легирующих элементов в феррите и аустените благоприятствует их близость к железу в периодической системе Менделеева и, следовательно, небольшая разница в атомных диаметрах, а также подобие кристаллических решеток.
Существует следующее соотношение между растворимостью легирующих элементов и их атомными диаметрами: 1) при разнице в атомных диаметрах меньше 8% растворимость полная1; 2) при разнице от 8 до 15% растворимость ограниченная; 3) при разнице больше 20% элементы, имеющие большие атомные диаметры, не только не дают твердых растворов с железом, но не смешиваются с ним даже в расплавленном состоянии; 4) элементы с очень малым атомным диаметром (бор, углерод, азот, кислород и водород) образуют с ферритом твердые растворы внедрения малой концентрации, которая понижается постепенно от бора к водороду.
Исходя из атомного диаметра a-железа, равного 2,52 кХ, И. И. Корнилов определил благоприятную зону растворимости в пределах 15% (т. е. примерно 0,38 кХ) отклонений (фиг. 186, участок, ограниченный пунктирными линиями). Верхняя пунктирная линия отвечает атомному диаметру 2,9 кХ, нижняя —2,1 кХ.
Таким образом, в феррите растворяются в большей или меньшей степени кремний, никель, кобальт, марганец, хром, молибден, вольфрам, азот, фосфор и др.
Легирующие элементы, растворяясь в феррите, изменяют его свойства; повышается его твердость, предел прочности и текучести, т. е. сопротивление пластической деформации, а также сопротивление вязкому разрушению. Вместе с тем происходит снижение пластичности.
Влияние легирующих элементов на механические свойства феррита зависит от близости их к железу в периодической системе Менделеева, от сходства строения электронных оболочек у них, а также от атомных объемов и разницы в кристаллических решетках. Все это влияет на объемную и энергетическую деформацию кристаллической решетки твердого раствора —феррита.
Элементы, имеющие отличную от a-железа решетку (кремний, марганец и никель), упрочняют феррит сильнее; наоборот, элементы
1 Для полной растворимости в железе необходимо, чтобы легирующий элемент имел одинаковую по типу с а- или у-железом кристаллическую решетку.
Основы легирования стали
289
имеющие одинаковую с a-железом решетку (молибден, фольфрам и хром), упрочняют феррит слабее (см. табл. 20).
Особенно благоприятно влияет на свойства феррита никель, который имеет близкое к a-железу строение атома и атомный диаметр, близкий к атомному диаметру железа, но иную атомно-крис алли-ческую решетку. Никель, не снижая вязкости феррита, сильно его упрочняет и снижает температуру, при которой феррит теряет вязкость и переходит в хрупкое состояние.
Вязкость феррита снижают кремний, молибден, вольфрам, и другие элементы, которые сильно искажают при растворении его кристаллическую решетку. Это происходит потому, что строение их электронных оболочек и их атомные диаметры существенно отличаются от строения атома железа и его атомного диаметра.
Твердость НВ легированного феррита
Таблица 20
Легирующий элемент	% легирующего элемента					
	0	2		6	10	20
Кремний		60	150	220							
Марганец		60	120	170	210	—	—
Никель 		60	100	120	140	170	230
Молибден		60	90	105	120	145	200
Вольфрам		60	80	90	100	115	150
Хром		60	75	85	95	НО	135 		
19 Болховитинов Н. Ф. 302
290
Легированная сталь
Легирующие элементы — никель, марганец, хром, углерод и ряд других —отличаются значительной растворимостью в аустените и тем повышают его устойчивость при охлаждении.
Карбидная фаза в легированной стали. Элементы-карбидообра-зователи — титан, ванадий, хром, марганец, цирконий, ниобий, молибден и вольфрам — сосредоточены в определенном месте периодической таблицы Менделеева, занимая группы IV, V, VI, VII и ряды 4, 6, 8 и 10.
Чем дальше удален элемент от железа, тем устойчивее его карбиды и тем труднее они диссоциируют и растворяются в аустените. В ряде 4 устойчивость карбидов постепенно повышается от марганца к хрому, ванадию и титану, в ряде 6 —от молибдена к ниобию и цирконию, в ряде 8 — от вольфрама к танталу и т. д. В сдной группе устойчивость карбидов возрастает с увеличением рядов (периодов), например, от хрома к молибдену и вольфраму и т. д.
Склонность к карбидообразованию объясняется предположением, что карбидосбразование является следствием особого строения атома металла — недострсенностью электронами подгрупп 3d или 4d или 5d (табл. 21).
Эффективность карбидообразования понижается с повышением числа электроне в педгрупп 3d, 4d или 5d (см. табл. 22).
Устойчивость соединения достигается тем, что углерод отдает свои валентные электроны на заполнение подгрупп 3d, 4d или 5d у металла, что обеспечивает у карбидов прочную металлическую связь. Поэтому углерод в карбидах ведет себя как металл, и все карбиды в целом обладают металлическими свойствами. Чем меньше заполнены у металла подгруппы 3d, 4d или 5d, например при наличии дс статочного количества хрома в стали, тем скорее углерод соединится с хромом, чем с железом.
Чем устойчивее карбид, тем труднее он растворяется в аустените и выд?ляется при отпуске.
В состав карбидной фазы входит только часть элемента-карбидо-образователя, а другая часть находится в твердом растворе в феррите. Соотношение между этими частями зависит от содержания углерода и легирующего элемента в стали. Кроме того, чем активнее данный элемент как карбидообразователь, тем большее количество его присутствует в карбидной фазе и тем меньшее —в феррите.
Карбиды по характеру своей атомно-кристаллической решетки разделяются на две группы.
Карбиды первой группы Fe3C, Мп3С, Сг7С3 имеют сложные кристаллические решетки, построенные из закономерно расположенных атомов металла и углерода.
Карбиды второй группы W2С, WC, М02С, VC и Т1С имеют сравнительно простую кубическую или гексагональную решетку, построенную из атомов металла, а атомы углерода оказываются внедренными в нее, поэтому их и называют фазами внедрения; они отличаются очень высокой устойчивостью.
Основы легирования стали
2Э1
Таблица 21
Электроны в атомах легирующих элементов и примесей в стали
Наименование элементов	Электгомные группы и подгруппы					
	1	2		4	5	6
	1s	2s 2р	3s Зр 3d	4S 4р 4d 4f	5s 5p 5d	6s
1 н	1					
5 В 6 С 6 N	2 2 2	2 1 2 2 2 3				
8 О	2	2 4				
13 А1 14 Si 15 Р 16 S	2 2 2 2	2 6 2 6 2 6 2 6	1 2 3 4			
22 Ti 23 V 24 Сг 25 Ма 26 Fe 27 Со	2 2 2 2 2 2	2 6 2 6 2 6 2 6 2 6 2 6	2	6	2 2	6	2 2	6	5 2	6	5 2	6	6 2	6	7	2 2 1 2 2 2		
28 Ni 29 Си	2 2	2 6 2 6	2 6	8 2 6 10	2 1		
40 Zr 41 Nb 42 Mo	2 2 2	2 6 2 6 2 6	2 6 10 2 6 10 2 6 10	2	6	2 2	6	4 2	6	5	2 1 1	
74 W	2	2 6	2 6 10	2 6 10 14	2 6 3	2
Таблица 22
Эффективность карбидообразования
Элемент	Ti	V	w	Mo	Ct	Mn	Fe	Co	NI	Cu
Число электронов в подгруппах 3d, 4d или 5d		2	3	4	5	5	5	6	7	8	10
19*
292
Легированная сталь
Начальная присадка карбидообразующих элементов обычно не ведет к образованию специальных карбидов; карбидообразующий элемент растворяется в цементите, — образуется так называемый легированный цементит (FcC )3 С, (FeW)3 Сит. д. При большом содержании легирующего элемента образуются специальные карбиды, которые растворяют железо. Например, хромистый карбид Сг7С3 может растворить до 60% железа. В этом случае его обозначают так: (CrFe)7 С3. Легче всего растворяет железо карбид марганца, затем хрома, а карбид титана совсем не растворяет железа.
Все карбиды обладают высокой твердостью.
2. ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА РАЗЛИЧНЫЕ СВОЙСТВА СТАЛИ ПРИ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ
Влияние легирующих элементов на величину природного зерна.
Добавка легирующих элементов, особенно тех, которые образуют
Фиг. 187. Схема диаграмм изотермического превращения аустенита, показывающая влияние легирующих элементов.
устойчивые карбиды, например, титана, ванадия, циркония, способствуют образованию у нее мелкого природного (наследственного) зерна. Мельчайшие частички нерастворившихся устойчивых карбидов препятствуют росту зерна аустенита легированной стали до очень высоких температур нагрева, т. е. ее природной мелкозернистости.
Влияние легирующих элементов на перлитное и промежуточное превращения аустенита. Легирующие элементы оказывают весьма существенное влияние на верхнюю часть диаграммы изотермического превращения аустенита. Никель, кремний, марганец и другие элементы, растворяющиеся в феррите, повышают устойчивость аустенита и сдвигают вправо кривые начала превращения (фиг. 187, а). Кобальт представляет исключение среди элементов, растворяющихся в фер
Влияние легирующих элементов на свойства стали
293
рите, —он понижает устойчивость аустенита и сдвигает кривую начала превращения влево. Хром, молибден, вольфрам и другие элемепты-карбидообразователи вызывают на кривых начала превращения два выступа (фиг. 187, б). При этом верхний выступ кривой начала перлитного превращения сдвигается вправо, а нижний выступ промежуточного превращения сдвигается или влево, или вправо, но в меньшей степени, чем в перлитном превращении. Это указывает, что элемепты-карбидообразователи значительно меньше тормозят промежуточное превращение. Это объясняется тем, что во время перлитного превращения атомы легирующих элементов, присутствуя как в аустените, так и в специальных карбидах и заполняя собой дислокации, тормозят диффузию. Кроме того, легирующие элементы понижают скорость аллотропического превращения у-железа в a-железо. Все перечисленное повышает устойчивость аустенита при перлитном превращении.
При промежуточном превращении, механизм и кинетика которого иные и где диффузия имеет меньшее значение, у некоторых легированных сталей, например у хромистых, устойчивость аустенита при промежуточном превращении даже может немного снизиться.
Однако, если элемепты-карбидообразователи присутствуют в виде мельчайших устойчивых карбидов, которые могут служить центрами перлитного превращения, они могут понизить устойчивость аустенита.
Одновременное легирование стали несколькими компонентами, как не образующими, так и образующими карбиды, весьма выгодно и позволяет получить наибольшую устойчивость аустенита. Благодаря этому многокомпонентные легированные стали за последнее время получают все большее и большее распространение.
Высокая устойчивость аустенита легированных сталей весьма ценна для практики термической обработки: она понижает критическую скорость закалки икр и увеличивает прокаливаемость стали и потому позволяет производить закалку многих легированных сталей в масле с получением структуры мартенсита.
Влияние легирующих элементов на мартенситное превращение. Легирующие элементы не оказывают заметного влияния на кинетику мартенситного превращения, но существенно изменяют положение мартенситных точек Мн и Мк. Влияние легирующих элементов на положение мартенситной точки Мн было исследовано в 1938 г. уральскими металловедами — В. И. Зюзиным, В. Д. Садовским и С. И. Баранчуком. Ими было установлено, что в сталях с содержанием 0.9—1,0% С большинство легирующих элементов снижает температуру начала мартенситного превращения Мн (фиг. 188, а). Наибольшее влияние в этом направлении оказывают марганец, хром и никель, затем ванадий и молибден: медь влияет меньше, кремний совсем не влияет, а алюминий и кобальт, наоборот, повышают мартенситную точку. Влияние легирующих элементов па снижение мартенситной точки зависит также от содержания в стали углерода.
294
Легированная сталь
например, чем выше содержание углерода в стали, тем эффективнее хром снижает точку Мн.
Исследования, проведенные В. Г. Воробьевым, позволили определить влияние легирующих элементов в сталях с 0,6 до 1 % С не только на точку Мн, но и на точку Мк (фиг. 188, б).
Для сталей, содержащих 1 % С, легирующие элементы снижают точки Мн и Мк в следующей последовательности: марганец, хром,
Фиг. 188. Положение мартенситных точек в зависимости от содержания легирующих элементов в стали с 1% С.
никель и молибден. Подобные же результаты были получены для сталей с 0,6% С.
Нижняя мартенситная точка Мк определяется гораздо труднее, чем верхняя Мк, особенно если она лежит при очень низких температурах.
Очевидно, что чем ниже положение мартенситных точек Мн и Мк, тем больше при закалке стали получается остаточного аустенита.
Для определения точки Мн при содержании в стали углерода в пределах от 0,2 до 0,8% А. А. Поповым предложена следующая приближенная формула:
Мн = 520 —320% С —50% Мп — 30%Сг —20 (% Ni +
+ % Мо) — 5 (% Си + % Si).
Влияние легирующих элементов на свойства стали
295
Следует иметь в виду, что совместное действие элементов на мартенситную точку Мн, безусловно, отличается от раздельного их влияния. Поэтому все формулы для определения точки Мн по химическому составу являются приближенными, и точнее положение точки Мн следует определять опытным путем, например микроскопическим методом, по появлению первых игл мартенсита в структуре или по началу мартенситного превращения, определяемому магнитным методом.
Влияние легирующих элементов на превращение при отпуске. Легирующие элементы даже при повышенном их содержании в стали не оказывают существенного влияния на превращение при отпуске до 150°.
При более высоких температурах отпуска хром, молибден, ванадий и кремний заметно замедляют превращения при отпуске, а никель и марганец влияют незначительно.
При отпуске до 500° образуется легированный цементит, содержащий в твердом растворе количество легирующих элементов, одинаковое со средним содержанием их в стали. Дальнейшее повышение температуры отпуска вызывает обогащение цементита хромом, молибденом, ванадием и другими элементами, а затем и образование специальных карбидов; вначале процесс идет медленно, но с дальнейшим повышением температуры он облегчается.
Образовавшиеся мельчайшие частички легированного цементита и специальных карбидов в процессе дальнейшего повышения температуры и продолжительности отпуска растут и коагулируют. Увеличение содержания углерода также способствует процессу роста и коагуляции.
Легирующие элементы хром, молибден и ванадий сильно тормозят процесс роста и коагуляции частиц легированного цементита и карбидов; кремний и марганец действуют на него слабее; никель и кобальт могут его ускорить.
Следовательно, легирующие элементы-карбидообразователи и кремний должны тормозить падение твердости при отпуске. Падение твердости поэтому действительно начинается при более высоких температурах отпуска, что имеет большое практическое значение.
Характеристика влияния легирующих элементов
Хром является относительно дешевым элементом и широко применяется для легирования стали. Хром понижает точку Д4; точка Д3 сначала немного снижается, а затем повышается. Поэтому диаграмма состояния сплавов железа с хромом (фиг. 189) обнаруживает замкнутую у-область; при содержании хрома больше 13% структура сплавов состоит только из a-твердого раствора хрома в железе.
Как видно из фиг. 189, при содержании хрома выше 25% в структуре появляется a-фаза, представляющая собой интерметаллическое соединение FeCr, которое может содержать в твердом растворе небольшое количество и железа, и хрома.
a-фаза является твердым и хрупким структурным элементом, плохо поддающаяся травлению и имеющая трещины, которые на соседние поля феррита не распространяются; a-фаза немагнитна.
296
Легированная сталь
Присутствие или образование а фазы в структуре высокохромнстых сталей является крупным порогом, ухудшающим их механические свойства.
В системе тройных сплавов железо—углерод—хром, как показывает фиг. 190, присутствуют следующие сложные карбиды: 1) (FeCr)3C; 2) (FeCr)7C3; 3) (FeCr)4C, затем a-фаза и a-твердый раствор хрома в железе. Следовательно, в стали хром является карбидообразующим элементом и одновременно в значительном количестве растворяется в феррите. Углерод в хромистых сталях расширяет замкнутую у-область. Твердость карбидов хрома способствует высокой износостойкости хромистых сталей, а наличие хрома в твердом растворе в феррите упрочняет последний.
Хром существенно увеличивает прокаливаемость стали, а при высоком содержании (13% и выше) сильно увеличивает сопротивление стали коррозии и окислению.
Фиг. 189. Диаграмма состояния сплавов железа с хромом.
Фиг. 190. Угол тройной системы Fe—С—Сг с высоким содержанием
железа.
Никель является ценным легирующим элементом. Однако ввиду сравнительно высокой стоимости никеля его применяют лишь там, где замена его другими, более дешевыми элементами нецелесообразна. Диаграмма состояния сплавов железа с никелем (фиг. 191) обнаруживает расширенную у-область; никель повышает точку At и понижает точку А3. Как видно из диаграммы фиг. 191, по мере увеличения содержания никеля разница между критическими точками при нагреве н охлаждении (гистерезис) резко увеличивается. Точечным пунктиром отмечено магнитное превращение в у твердом растворе. Сплавы с 24—23% Ni немагнитны, но при дальнейшем повышении содержания никеля при обычной температуре (20°) становятся магнитными; чистый никель также магнитен. Никель растворяется в феррите, упрочняет его и увеличивает ударную вязкость стали как при комнатной, так и при пониженных температурах.
Никель увеличивает прокаливаемость стали, по меньше, чем хром.
Очень выгодно совместное действие никеля и хрома, которое при легировании дает вошожность хорошо использовать преимущества обоих элементов. Никель увеличивает вязкость, а хром — твепдость стали. Хромоникелевая сталь обладает хорошей прокаливаемостью и высокой прочностью, а при большом содержании хрома и никеля приобретает очень высокую сопротивляемость коррозия и жаропрочность.
Влияние легирующих элементов на свойства стали
297
Ванадий чаще добавляется в сталь в небольших количествах1 (0,1—0,2%). Ванадий — эффективный карбидообразователь — образует карбиды, с большим трудом растворяющиеся в аустените даже при высоких температурах нагрева. Небольшое количество ванадия растворяется в феррите.
Ванадий препятствует росту аустенитного зерна и является также хорошим раскислгт'лем стали. В небольших количествах (до0,04%) ванадий, будучи растворен
в аустените, увеличивает прокаливаемость стали.
Молибден образует карбиды и частично растворяется в феррите; обычно добавляется в сталь в небольших количествах (0,2—0,6%). Он является пока дефицитным
элементом, и применять его надо только в особых случаях и по возможности заменять другими элементами.
Молибден очень сильно увеличивает прокаливаемость стали. Вместе с тем молибден измельчает природное зерно стали, повышает прочность стали при повышенных температурах и устраняет хрупкость отпуска. Все это делает присутствие молибдена в стали очень полезным и ценным.
Вольфрам является ценным легирующим элементом; он образует стойкие карбиды, растворяющиеся в аустените лишь при довольно высоких температурах. Инструментальные стали, содержащие вольфрам в значительном количестве, приобретают после соответствующей термической обработки красностойкость (способность сохранять твердость при повышенных температурах).
Вольфрам увеличивает прокаливаемость стали1 2, способствует получению природного мелкого зерна, повышает твердость стали и устраняет хрупкость при отпуске.
Марганец является относительно дешевым легирующим элементом; запасы высококачественных марганцевых руд в СССР самые большие в мире. Обычно марганец добавляется
в сталь при ее выплавке для раскисления, а также для устранения вредного действия серы.	Фиг. 191. Диаграмма состояния
Марганец считается легирующим элементом, сплавов железа с никелем.
если содержание его встали выше 1%. Марга-
нец образует карбид (FeMn)3C и в значительном количестве растворяется в феррите.
Диаграмма состояния сплавов железа с марганцем (фиг. 192) имеет расширенную у-область. Подобно никелю, марганец повышает точку Д4, понижает Д3, поэтому часто дорогой никель заменяют дешевым и потому более доступным марганцем.
Марганец сильно увеличивает устойчивость аустенита и прокаливаемость стали, причем действие 1% Мп равноценно 4% Ni. Сталь с содержанием 1% Мп и выше для получения мартенситной структуры обычно закаливается в масле. Однако при содержании марганца свыше 1,5% феррит начинает становиться хрупким, поэтому в простых конструкционных сталях количество марганца не превышает 2%.
Марганец в отличие от других легирующих элементов способствует сильному
росту зерна аустенита при перегреве.
Кремний как и марганец, является сравнительно дешевым и доступным легирующим элементом; он очень распространен в природе, но его восстановление из окислов требует значительной затраты энергии.
1 В ин^тпументальпой стали, например в быстрорежущей, ванадия может быть до 5. %.
2 Только в том случае, когда при закалке температура нагрева достаточна для полного растворения мелких карбидов вольфрама в аустените.
298
Легированная сталь
Обычно он применяется при производстве стали в виде ферросилиция как раскислитель, но также является легирующим элементом, если содержание его в стали выше обычного. Кремний находится полностью в твердом растворе с ферритом и сильно повышает его твердость и предел прочности, но вязкость снижает. При количестве кремния до 1,5% прочность стали увеличивается, причем вязкость сохраняется достаточной (например, в рессорных сталях). При большем содержании кремния сталь становится более хрупкой. Ои несколько препятствует снижению твердости при отпуске, повышает прочность пленки окислов, образующуюся на поверхности стали при высокой температуре, и тем самым повышает ее окалиностойкость.
Фиг. 192. Диаграмма состояния сплавов железа с марганцем.
1539
1600
1200
ЮОО 910
800 768
600
900
200
О
Фиг. 193. Диаграмма состояния
сплавов железа с кремнием.
Высокое содержание кремния увеличивает электросопротивление стали. Кроме того, вытесняя из твердого раствора с ферритом углерод, кремний создает высокую магнитную проницаемость и понижает потери от гистерезиса (трансформаторная и динамная стали).
Диаграмма состояния сплавов железа с кремнием (фиг. 193) имеет замкнутую у-область; кремний, подобно хрому, понижает точку Д4 и повышает точку А3; при содержании выше 1,8—3% Si точки Д4 и А3 совпадают и у-область замыкается. Температура магнитного превращения у-железа с повышением содержания кремния понижается до 490°.
Кремний сдвигает вправо кривые начала и конца превращения на диаграммах изотермического превращения аустенита, однако, меньше, чем другие легирующие элементы.
Ниобий и титан, добавляемые в небольших количествах, например 0,1—0,2%, являются весьма эффективными карбидообразователями; их используют для связывания углерода в хромоникелевых нержавеющих сталях во избежание межкристаллитной коррозии, а также для получения природного мелкого зерна.
Алюминий в комбинации с другими раскислителями применяют в качестве модификатора для получения природно-мелкозернистых сталей. Алюминий является одним из основных легирующих элементов в сталях, подвергаемых азотированию. В присутствии алюминия азотированный слой приобретает высокую твердость (см стр. 268).
Особенности термической обработки легированной стали
299
Бор. Добавка в хорошо раскисленную сталь незначительных количеств бора, например 0,002%. повышает прокаливаемость (подробно о влиянии бора см гл. XII)
3.	ОСОБЕННОСТИ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ ЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ
Легированная сталь в сравнении с углеродистой отличается меньшей теплопроводностью, особенно при высоком содержании в ней легирующих элементов, поэтому нагрев ее должен быть более
равномерным и медленным, а охлаждение требуется умеренное во избежание образования термических напряжений, вызывающих трещины и коробление. Поэтому многие легированные стали закаливают не в воде, а в масле, что создает очень выгодные условия умеренной скорости охлаждения для мартенситного превращения и снижает структурные напряжения при закалке.
Легирующие элементы, способствуя получению у стали мелкого природного зерна, облегчают термическую обработку стали. Торможение легирующими элементами превращений при отпуске позволяет несколько повышать его температуру и лучше снижать внутренние напряжения у деталей из легированной стали.
Фиг. 194. Влияние температур отпуска на снижение ударной вязкости хро.мокрем-нистой стали.
Существенным пороком, наблюдаемым при термической обработке некоторых средне- и высоколегированных сталей, например хромо-
никелевых, хромокремнистых и др., является отпускная хрупкость.
Отпускная хрупкость. При отпускной хрупкости наблюдается снижение ударной вязкости, происхсдящее несмотря на уменьшение твердости. Различают две разновидности отпускной хрупкости (фиг. 194): необратимая отпускная хрупкость (первого рода), образующаяся при 280—350°; обратимая отпускная хрупкость (второго рода), появляющаяся в условиях медленного охлаждения на воздухе после отпуска при 450—550°.
Необратимая отпускная хрупкость (первого рода) вызывается превращением мартенсита и остаточного аустенита в более хрупкие прсдукты. Мартенсит и аустенит превращаются в хрупкую смесь мельчайших пластинок карбида, когерентно связанных с решеткой a-железа. Устранение аустенита как относительно
300
Легированная сталь
вязкой структуры еще более увеличивает хрупкость первого рода. Эти превращения мартенсита и аустенита являются необратимыми. Необратимая отпускная хрупкость устраняется только отпуском при более высокой температуре; после высокого отпуска повторный отпуск при 280—350° уже не вызывает отпускной хрупкости.
Обратимая отпускная хрупкость (второго рода) вызывается не превращением мартенсита и аустенита, а диффузионными процессами: перемещениями атомов легирующих элементов, углерода и азота в кристаллической решетке твердого раствора к дислокациям и другим дефектам решетки, большая часть которых сосредоточена по границам зерен и блоков. Это понижает свободную энергию решетки, так как, занимая места в растянутых или сжатых участках решетки, в зависимости от своего диаметра, атомы примесей занимают термодинамически более выгодное положение. Такое расположение атомов примесей тормозит перемещение дислокаций, препятствует пластической деформации на границах зерен и блоков и создает обратимую отпускную хрупкость при разрушении по границам зерен. Обратимость этой хрупкости объясняется тем, что при повторных нагревах примеси благодаря диффузии могут снова перераспределяться в кристаллической решетке. При равномерном их распределении в структуре сталь становится вязкой, а при расположении их преимущественно по границам зерен —хрупкой. Электронная микроструктура не обнаруживает на границах зерен стали с отпускной хрупкостью частиц карбидов и др., что подтверждает описанный механизм образования обратимой отпускной хрупкости.
Марганец и хром, вытесняя соответствующие элементы из твердого раствора, способствуют получению отпускной хрупкости, а небольшое количество молибдена или вольфрама, связывая эти элементы, препятствует ее возникновению.
Для устранения обратимой хрупкости отпуска, которая имеет большое практическое значение, следует:
1)	производить охлаждение такой стали после отпуска не на воздухе, а в масле, а для крупных деталей даже в воде;
2)	применять хорошо раскисленную мелкозернистую сталь или другие марки стали с добавками молибдена или вольфрама;
3)	производить термомеханическую обработку первого типа.
Термомеханическая обработка. В настоящее время существуют два основных типа этого нового метода термической обработки легированных сталей. Первый применяется для упрочнения изделий, работающих при температурах не выше 100—200°, и описан в этом разделе, второй —для изделий, работающих при высоких температурах (до 900°), приведен в гл. XV.
Первый метод термомеханической обработки состоит из следующих операций: 1) нагрев легированной стали до аустенитного состояния; 2) переохлаждение полученного аустенита до интервала температур между областями перлитного и промежуточного превращений (фиг. 195), примерно до 450—550°, который ниже температуры
Пороки легированной стали
301
его рекристаллизации; 3) деформирование достаточно устойчивого аустенита с сильным обжатием до 30—90% путем прокатки, волоче
ния, выдавливания, выкатки в ковочных вальцах или штамповки; 4) немедленная закалка наклепанного аустенита на мартенсит; 5) низкий отпуск до 100—300°.
В результате такой термомеханической обработки легированная сталь получает структуру мартенсита, состоящую из мелких блоков, на границах которых сосредоточены дислокации, вакансии, промежуточные атомы и атомы примесей. Все это ведет к рассредоточению про
цессов, вызывающих отпускную хрупкость по многочисленным мелким участкам металла по границам блоков и тем самым исключает явление хрупкого разрушения по границам крупных зерен мартенсита, т. е. устраняет отпускную хрупкость.
Вместе с тем термомеханическая обработка благодаря чрезвычайно мелкой структуре мартенсита позволяет сильно повышать прочность и пластичность легированных сталей, содержащих достаточное количество углерода. Например, легированная сталь, содержащая 63% С; 3% Сг; 1,5% Ni; 0,75% Мп; 0,5 Мо; 1,5 Si, после термомеханической обработки с отпуском при 100° обнаружила предел прочности 325 кПмм2 при удлинении 10%, а ее предел
Фиг. 195. Температурная область деформации аустенита на схеме диаграммы его изотермического превращения.
текучести возрастал при увеличении температуры отпуска и при 300° достиг 280 кГ/мм2, но удлинение снизилось до 4%. Полученные
результаты не являются пределом, и возможно еще большее упрочне-
ние, например при дополнительном наложении магнитного поля можно получить оптимальную направленность (текстуру) в отношении механических свойств у блоков мартенсита.
4.	ПОРОКИ ЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ
Помимо общих пороков макроструктуры, легированные стали в значительной степени подвержены таким серьезным порокам, как дендритная ликвация и флокены. Чтобы избежать их, требуется
302
Легированная сталь
особое внимание к условиям производства легированной стали и проведению ее испытаний при плавочном контроле.
Дендритная ликвация у легированной стали получается вследствие трудности диффузии легирующих элементов. При медленном охлаждении слитка происходит предпочтительное затвердевание богатых железом дендритов и обогащение междендритных пространств примесями, в том числе и легирующими. После прокатки такая легированная сталь часто получает характерную строчечную (полосчатую) структуру — дендриты вытягиваются в полосы (фиг. 196). Сталь приобретает различные свойства вдоль и поперек направления прокатки, ее прочность и обрабатываемость ухудшаются.
В высокоуглеродистой легирован
Фиг. 196. Полосчатая структура стали.
ной стали дендритная ликвация вызывает строчечное расположение карбидов — карбидную полосчатость.
Для устранения дендритной ликвации и получения более полной химической однородности слитки высоколегированной стали подвергают длительному высокотемпературному диффузионному отжигу.
Флокены — чрезвычайно опасный порок легированной ста-
ли В изломе они представляют собой светлые округлые пятна (фиг. 197, а), несколько напоминающие хлопья снега, откуда и произошло их название (немецкое слово «флокен» означает хлопья). В поперечном сечении на макрошлифе или на поверхности стали флокены обнаруживаются в виде мелких трещин с очень характерным расположением в разных направлениях (фиг. 197, б).
Многочисленными исследованиями причин возникновения флокенов доказано, что важнейшими из них являются: 1) выделение водорода, растворенного в стали, и 2) разновременность фазовых превращений в связи с неоднородностью стали.
Растворимость водорода в стали сильно уменьшается с понижением ее температуры. Если охлаждение после прокатки или ковки происходит медленно, то времени достаточно для того чтобы вед род прсди+фундировал к поверхности и выделился из стали. При быстром охлаждении диффузия водорода либо совсем не успевает произойти, либо происходит только в наружной зоне. Во внутренних слоях давление водорсда, который пре должает выделяться, возрастает вследствие понижения его растворимости; это и привсдит к образованию внутренних трещин. Разновременность фазовых превращений в стали вследствие разного удельного объема различных фаз создает высокие внутренние напряжения, вызывающие трещины.
Классификация и маркировка легированной стали
303
В поковках мелкого сечения флокены менее опасны, так как завариваются при больших обжатиях во время прокатки и ковки. Особенно опасны флокены в крупных деталях, с которыми приходится иметь дело в тяжелом машиностроении.
Экономически наиболее целесообразным является метод борьбы с флокенами еще на металлургическом заводе, где при выплавке
Фиг. 197. Флокены в хромоникелевой стали.
стали не следует допускать шихту, флюсы и ферросплавы с повышенной влажностью и, насколько возможно, устранять водород из жидкой стали перед разливкой.
Образование флокенов также можно предотвратить медленным охлаждением слитков или их изотермическим отжигом, но это связано с дополнительными затратами, которые тем выше, чем больше водорода в стали. Сталь, в которой флокены уже образовались, исправляют прокаткой на мелкие профили или сильной уковкой.
5.	КЛАССИФИКАЦИЯ И МАРКИРОВКА ЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ
В основном легированную сталь можно классифицировать по назначению, химическому составу и структуре.
Классификация по назначению. По назначению легированная сталь может быть разделена на три основные группы: 1) конструкционная (машиноподелочная и строительная); 2) инструментальная; 3) с особыми физическими и химическими свойствами. Каждой группе в дальнейшем посвящена особая глава.
Классификация по химическому составу. Химический состав легированной стали является основой для установления ее марок по ГОСТ. Классификация по химическому составу является самой важной для промышленности, которая выплавляет и применяет
304
Легированная сталь
легированную сталь по маркам ГОСТ. Обозначение марок легированной стали производится по буквенно-цифровой системе. Легирующие элементы обозначают следующими буквами: X —хром, Г —марганец, Н — никель, Ф — ванадий, М — молибден, В — вольфрам, Ю —алюминий, С —кремний, Д —медь, П —фосфор, К — кобальт и Т —титан.
Каждая марка составляется из сочетания букв и цифр. Первые две цифры для конструкционных марок стали обозначают содержание углерсда в сотых процента. Содержание легирующих элементов, если оно превышает 1 %, ставится после соответствующей буквы в целых единицах (проценты), например: марка 12ХНЗ означает, что в стали содержится в среднем0,12% С, около 1 % Сг и около 3% Ni; марка 18ХГТ —в среднем содержит около 0,18% С, около 1% Сг, около 1% Мп и около 0,1% Ti; марка 38Х —около 0,38% С и около 1 % Сг. Буква А в конце марки определяет высококачественную сталь с пониженным содержанием в ней вредных примесей — фосфора и серы. Например, марка стали для азотирования 35ХМЮА расшифровывается так: в среднем около 0,35% С, около 1% Сг, около 1% А1, около 0,2% Мо, до 0,03% S, до 0,035% Р.
У марок инструментальной легированной стали содержание углерода обозначается только одной цифрой впереди и показывает число десятых процента углерода, например сталь марки 9ХС содержит в среднем около 0,9% С, около 1% Сг и около 1,4% Si.
В случае содержания в инструментальной стали углерода более 1%, например около 1,5% (сталь, содержащая около 1,5% Сг и около 1,4% Мп), для сокращения и удобства маркировки в марке углерод не упоминается.
Некоторые марки легированной стали в соответствующих ГОСТ выделены в особые группы и обозначаются буквами, которые ставятся впереди: Ш — шарикоподшипниковая сталь; Р — быстрорежущая сталь; Э — сталь электротехническая тонколистовая кремнистая; Е —сталь для постоянных магнитов.
Стали, которые еще не вошли в ГОСТ, маркируются самым разнообразным образом, например, завод «Электросталь» маркирует свои нестандартные стали буквами ЭИ (электросталь исследовательская) и порядковыми номерами, например, ЭИ184, ЭИ347 и т. д.; по этим обозначениям судить о химическом составе стали нельзя.
Кроме того, по степени легирования стали классифицируются на низко-, средне- и высоколегированные, а также на цементуемые и подвергаемые закалке и отпуску.
Классификация по структуре отличается некоторой условностью. Структурный класс ферритной, перлитной и мартенситной стали определяется той основной структурой, которую легированная сталь получает после охлаждения на воздухе, т. е. нормализации. Структурный класс аустенитной стали устанавливается по основной структуре после быстрого охлаждения, т. е. после закалки. Структурный класс ледебуритной стали определяется после медленного охлажде-
Классификация и маркировка легированной стали
305
ния, т. е. отжига, по наличию в структуре эвтектики —ледебурита, который может быть раздроблен при горячей прокатке или ковке на отдельные карбиды.
Стали ферритного класса распространены сравнительно мало. Они содержат большое количество легирующих элементов, ограничивающих область у-железа, например 13% Сг и выше при невысоком содержании углерода (0,1—0,2%).
Стали перлитного класса — это низко-и среднелегированные, наиболее распространенные как конструкционные, так и инструментальные стали. В состоянии проката или после отжига они благодаря перлитной или ферритно-перлитной структуре хорошо обрабатываются режущим инструментом. Для получения высоких механических свойств, твердости и износостойкости их подвергают закалке, большей частью в масле, и соответствующему отпуску.
Стали мартенситного класса — высоколегированные стали, которые при закалке, как и при нормализации, дают мартенситную структуру, а при полном отжиге — структуру из мартенсита и троостита закалки. Поэтому они не поддаются обработке обычным режущим инструментом и имеют редкое применение, например, хромистые нержавеющие стали с мартенситной структурой для ножей.
Стали аустенитного класса — высоколегированные стали: они применяются обычно как стали с особыми физическими и химическими свойствами. После закалки они имеют аустенитную структуру, а после отжига — аустенитно-мартенситную или аустенптно-ферритную. Стали аустенитного класса содержат большое количество легирующих элементов, расширяющих у-область на диаграммах с железом, например марганца или никеля, делающих их аустенит очень устойчивым. Высокоуглеродистые стали данного класса ие поддаются обработке обычным режущим инструментом из-за способности легкого наклепа под режущей кромкой инструмента и превращения при наклепе аустенита в мартенсит. Упрочнение этих сталей обычно проводится методами холодной обработки давлением (холодная прокатка, холодная штамповка).
Стали ледебуритного класса — высокоуглеродистые высоколегированные; в литом состоянии они содержат эвтектику — ледебурит, который после прокатки или ковки и отжига раздробляется на отдельные зерна карбидов.
Вследствие большого количества карбидов в структуре, стали ледебуритного класса после соответствующей термической обработки обладают высокой твердостью, хорошими режущими свойствами и износостойкостью, поэтому их применяют как инструментальные или особо износоустойчивые стали.
ЛИТЕРАТУРА
Г о л п к о в И. Н., Дендритная ликвация стали, Металлургиздат, 1958. Гудремон Э., Специальные стали, т. 1 и II, Металлургиздат, 1958 и 1960. Кейз и Ван-Горн, Алюминий в чугуне и стали, Металлургиздат, 1958. Комсток Дж. Ф., Титан в чугуне и стали, И. Л., 1956.
Марганцовистые стали, Металлургиздат, 1959.
Меськин В. С., Основы легирования стали, Металлургиздат, 1959.
Металловедение и термическая обработка, Сб. статей, т. 1, Металлургиздат 1954.
Морозов А. Н. и др., Водород и образование флокенов в стали, Металлург издат, 1959.
Справочник по машиностроительным материалам, т. 1, Сталь, Машгиз, 1959.
Холл А. М., Никель в стали и чугуне, Металлургиздат, 1959.
Grange и др., Boron, Calcium, Columbium and Zirconium in Iron and Steel. 1957.
20 Болховитинов H. Ф. 302
ГЛАВА XIII
КОНСТРУКЦИОННЫЕ ЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ
Конструкционные стали должны отличаться достаточно высокой прочностью и вязкостью, чтобы детали, изготовленные из таких сталей, могли хорошо сопротивляться действию статической нагрузки, ударам, а при действии переменных напряжений иметь достаточный предел выносливости.
Кроме того, для деталей, подвергающихся истиранию, конструкционная сталь должна быть достаточно твердой и износостойкой на поверхности. Во многих случаях это обеспечивается применением для деталей более простой и дешевой углеродистой стали (особенно в деталях небольшого сечения) при применении высокочастотной закалки.
Однако при использовании легированной стали для деталей более крупного сечения благодаря ее хорошей прокаливаемости, а также вследствие ее природной мелкозернистости и лучшего сохранения твердости при повышении температуры отпуска ее термическая обработка может дать более сильное повышение механических свойств. Все это наряду с упрочнением легирующими элементами феррита и измельчением перлита в незакаленной легированной стали в ряде случаев делает ее применение экономически целесообразным, обеспечивая более высокое качество и меньший вес деталей.
Назначение легированной стали производится в зависимости от размеров сечения детали обязательно с учетом прокаливаемости той или другой стали, ее стоимости и возможности получения.
Рассмотрим важнейшие группы конструкционных легированной и низколегированной сталей.
1. ЛЕГИРОВАННЫЕ И НИЗКОЛЕГИРОВАННЫЕ КОНСТРУКЦИОННЫЕ СТАЛИ, ИХ ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА И ПРИМЕНЕНИЕ
Марганцовистые конструкционные стали. ГОСТ 1050-57 предусматривает следующие марки марганцовистой стали: 15Г, 20Г, ЗОГ, 40Г, 50Г и 60Г, содержащие 0,70—1,00% Мп; 65Г и 70Г, содержащие 0,90—1,20% Мп; 10Г2, 15Г2, 30Г2, 35Г2, 40Г2, 45Г2 и 50Г2, содержащие 1,4—1,80% Мп.
Поэтому марганцовистые стали даже без закалки и отпуска (в состоянии проката) или после нормализации имеют тонкое строение перлита и повышенную по сравнению с углеродистой сталью проч-
Легированные и низколегированные конструкционные стали
307
ность, упругость и твердость. Хорошая прокаливаемость (фиг. 198) марганцовистых конструкционных сталей позволяет изготовлять из них детали с высокой прочностью, вязкостью и сопротивляемостью износу. Марганцовистая сталь хорошо поддается обработке режущим
инструментом, а также штамповке в холодном состоянии.
Недостаток марганцовистых сталей — их природная крупно
зернистость, склонность к образованию повышенных внутренних напряжений после закалки, а следовательно, к короблению и появлению трещин. Выплавкой природно-мелкозернистой стали с добавкой
небольших количеств алюминия и легированием 0,1 % Ti и 0,5 % Сг можно значительно понизить склонность марганцовистой стали к указанным дефектам.
Второй недостаток марганцовистой стали заключается в возникновении у нее явления отпускной хрупкости.
Тем не менее марганцовистая сталь широко применяется в машиностроении, причем имеются весьма значительные перспективы дальнейшего распространения ее. Из марганцовистых сталей изгото
198. Полосы прокаливаемости стали 65Г и 60С2.
оси, шатуны и вообще
вляют ряд деталей, подвергаю- фиг. щихся высокой нагрузке, ударам и действию переменных напряжений: коленчатые и другие валы и
детали, которые закаливаются и подвергаются среднему или высокому отпуску. Кроме того, марганец входит в состав ряда многокомпонентных низко- и среднелегированных сталей (например, для рессор, шестерен).
Особой износостойкостью отличается высокомарганцовистая сталь Г12 (аустенитного класса), которая содержит 1,0—1,3% С и 11—14% Мп. Ее подвергают термической обработке—закалке в воде с 1150°, поэтому в готовых деталях она имеет аустенитную структуру. Сталь Г12 широко применяется для деталей, подвергающихся сильному износу, например, для траков гусеничных тракторов, ковшей экскаватора и драг, крестовин и стрелок трамваев. Однако ее применение целесообразно, когда износ происходит при высоком удельном давлении, против же чисто абразивного износа эта сталь является недостаточно стойкой.
Обработка стали Г12 режущим инструментом вследствие ее аустенитной структуры исключительно трудна, так как под действием режущей кромки резца происходит пластическая деформация (наклеп), вызывающая превращение вязкого аустенита в очень твердый мартенсит. Поэтому деталям придают окончательную форму
20*
308
Конструкционные легированные стали
путем отливки и, в необходимых случаях, лишь слегка развертывают полученные отверстия развертками с пластинками из твердых сплавов.
Износостойкость стали Г12 и ее плохую обрабатываемость режущим инструментом можно объяснить превращением на ее поверхности аустенита в мартенсит вследствие действия высоких местных напряжений.
Кремнистые конструкционные стали марок 55С2 и 60С2 по ГОСТ содержат 1,5—2% Si и широко применяются для рессор
Фиг. 200. Схема термической обработки рессоры автомобиля.
Фиг. 199. Структура рессоры автомобиля (Х750).
и пружин, подвергаемых термической обработке. После закалки и среднего отпуска они отличаются высокой твердостью и высоким пределом упругости. Кремнистые стали 55С2 и 60С2 отличаются сравнительно хорошей прокаливаемостью (фиг. 198).
До термической обработки рессорные листы из стали 60С2 в состоянии проката имеют микроструктуру, состоящую из перлита с незначительным включением феррита (фиг. 199, а). Однако на поверхности листов очень часто наблюдается значительное обезуглероживание. Рессорные листы из стали 60С2 при термической обработке нагреваются в конвейерной печи непрерывного действия до 960° (фиг. 200), затем при выгрузке укладываются в особое приспособление, изгибаются в нем и погружаются для закалки в масло.
После закалки рессорные листы отпускаются при 500° до твердости НВ 415—363 и получают структуру троостита отпуска (фиг. 199, б). Закаленные и отпущенные рессорные листы подвергают в напряженном состоянии с вогнутой стороны дробеструйному наклепу с целью повышения их предела выносливости и долговечности.
Легированные и низколегированные конструкционные стали
309
Хромистые конструкционные стали. Хромистые стали отличаются высокой прочностью, твердостью и меньше других сталей склонны к обезуглероживанию. Присутствие хрома способствует более быстрому обогащению поверхности стали углеродом при цемен
тации.
Хромистые стали имеют диаграмму изотермического превращения аустенита, на которой кривые не только сдвинуты вправо, но имеют еще второй выступ (фиг. 201), указывающий на область температур ускоренного начала промежуточного превращения. Хромистые стали благодаря устойчивости аустенита могут закаливаться в масле для получения структуры мартенсита и даже при мелком природном зерне прокаливаются достаточно хорошо (фиг. 202, а). Сталь марки 40ХС прокаливается еще лучше, что объясняется удачным сочетанием в ней элементов хрома
Фиг. 201. Диаграмма изотермического превращения аустенита стали 40Х, нагрев 840
и кремния, обеспечивающих у нее еще большую
устойчивость аустенита.
Невысокая стоимость хрома способствует широкому распростра-
нению хромистых сталей как для цементуемых деталей, так и для подвергаемых только закалке и отпуску. Химический состав некоторых марок хромистой стали по ГОСТ 4543-57 приведен в табл. 23.
Таблица 23
Хромистые конструкционные стали (по ГОСТ 4543-57)
Марка стали	Химический состав в %				Ас9 (ориентировочно) в °C
	с	Сг	Мп	Si	
20Х	....	0,17—0,23	0,70—1,00	0.40—0,80	0,17-0,37	840
ЗОХ ....	0,27-0,35	0,80—1,00	0,50—0,80	0,17—0,37	830
40Х	....	0,37—0,45	0,80—1,10	0,50—0,80	0,17—0,37	800
310
Конструкционные легированные стали
Хромистые стали 20Х, ЗОХ, 40Х и др. применяются для изготовления шестерен, валов, осей, шатунов и многих других деталей. При этом сталь 20Х цементуется, а стали ЗОХ, 40Х и др. подвергаются закалке или цианированию с последующей закалкой.
Хромоникелевые конструкционные стали. Характерной их особенностью является хорошая прокаливаемость (тем большая, чем выше содержание никеля) и высокие механические свойства — предел
Фиг. 202. Полосы
Расстояние от охлаждаемого торца 6)
прокаливаемости:
а — сталь 40Х- и 40ХС; б — сталь 20Х, 18ХГТ и 12XH3.
выносливости и ударная вязкость. Химический состав некоторых марок хромоникелевой и хромоникельвольфрамовой стали по ГОСТ 4543-57 приведен в табл. 24.
Таблица 24
Конструкционные хромоникелевые стали (по ГОСТ 4543-57)
Марка стали	Химический состав в %				Дсз(ориен-тировочно) в ° С
	с	Сг	Ni	W	
40ХН 		0,37—0,45	0,45—0.75	1,00—1,40	—	770
12ХНЗА ....	До 0,15	0,60—0,90	2,80—3,20	—	790
18Х2Н4ВА . .	0,15—0,20	1,35—1,65	4,00—4,50	0,8-1,2	800
Хромоникелевая сталь 40ХН применяется после закалки в масле и высокого отпуска для сравнительно крупных ответственных деталей — коленчатых валов, осей, зубчатых колес.
Хромоникелевые стали 12ХНЗА и 12Х2Н4А применяются после цементации, закалки в масле и низкого отпуска для наиболее ответственных деталей, подвергаемых износу и действию переменных напряжений, например тяжелонагруженных зубчатых колес.
Легированные и низколегированные конструкционные стали
311
Хромоникельвольфрамовая сталь 18Х2Н4ВА относится к мартенситному классу и закаливается не только в масле, но и на воздухе и на полную глубину больших сечений; она отличается высокими механическими свойствами и применяется не только в цементованном виде, но и без цементации для очень ответственных деталей.
Многочисленные исследования прокаливаемости различных плавок хромоникелевой цементуемой стали торцовым методом и полосы прокаливаемости, полученные по данным массовых испытаний, обнаружили очень хорошую прокаливаемость. Прокаливаемость хромоникелевой стали 12ХНЗ (фиг. 202, б) также хорошая, особенно в сравнении с прокаливаемостью простой углеродистой стали 20 или хромистой 20Х.
К недостаткам хромоникелевой стали относится ее сравнительно плохая обрабатываемость режущим инструментом, особенно при высоком содержании в ней никеля. Обрабатываемость можно несколько улучшить нормализацией при высокой температуре с последующим высоким отпуском или изотермическим отжигом. Хромоникелевая сталь обладает сильно выраженной отпускной хрупкостью, устранение которой требует быстрого охлаждения после высокого отпуска. Однако это невозможно осуществить для сердцевины очень крупных деталей.
Для предупреждения отпускной хрупкости хромоникелевую сталь, как и никелевую, легируют молибденом или вольфрамом. Однако добавки дорогостоящих элементов, как и высокое содержание никеля, удорожают эти стали, поэтому их применяют лишь для наиболее нагруженных и ответственных деталей в авиационном, автомобильном и тракторном производстве, тяжелом машиностроении и др.
Добавка вольфрама еще больше повышает прокаливаемость хромоникелевой стали и даже при невысоком содержании в ней углерода позволяет производить закалку на воздухе и получать сквозную закалку у деталей крупных сечений. Высокие механические свойства для этих сталей получаются не только у поверхности, но и в сердце-вине.
Хромомолибденовая конструкционная сталь отличается хорошей прокаливаемостью, но применяется только для самых ответственных деталей. По экономическим соображениям в тех случаях, когда ее можно заменить сталью с более доступными легирующими элементами, применять ее не следует.
Хромомарганцовистая конструкционная сталь. Многолетние исследования и опыт советских заводов показали, что очень часто без ущерба для прочности и долговечности деталей машин можно пользоваться сталями с весьма умеренным количеством дорогих и дефицитных легирующих элементов и совсем без никеля, ванадия и др. Например, в качестве заменителя хромоникелевой стали, особенно с высоким содержанием никеля, применяется хромомарганцовистая сталь, у которой хорошая прокаливаемость достигается главным образом добавками марганца, а не никеля.
312
Конструкционные легированные стали
Химический состав некоторых марок низколегированной стали по ГОСТ 4543-57 приведен в табл. 25.
Таблица 25
Низколегированные стали (по ГОСТ 4543-57)
Марка стали	Химический состав в %					Ас9 (ориентировочно) в °C
	с	Сг	Мп		Ti	
18ХГТ	0,17—0,23	1,00—1,30	0,80—1,10	0,17-0,37	0,06— —0,12	830
ЗОХГТ	0,24—0,32	1,00-1,30	0,80—1,10	0,17—0,37	0,06- —0,12	850
ЗОХГС	0,28—0,35	0,80—1,10	0,80—1,10	0,90—1,20	—	830
Эти стали для получения природного мелкого зерна (6—8) легируются небольшим количеством титана. В сталях 18ХГТ и ЗОХГТ, исследованных и внедренных в производство коллективами работников лаборатории Автозавода имени И. А. Лихачева и НАМИ, устойчивые карбиды титана способствуют сохранению мелкого зерна аустенита.
В последнее время стали 18ХГТ и ЗОХГТ получили очень большое распространение для цементуемых деталей, особенно для шестерен коробки передач и заднего моста автомобилей.
Диаграмма изотермического превращения аустенита стали 18ХГТ до цементации (фиг. 203, а) и особенно после цементации (фиг. 203, б) обнаруживает умеренную устойчивость ее аустенита и второй выступ. Узкая полоса прокаливаемости свидетельствует о малоразличающейся для разных плавок небольшой прокаливаемости стали 18ХГТ.
Вследствие повышенного содержания марганца рассматриваемые стали имеют склонность к полосчатой структуре, которая способствует получению пониженной ударной вязкости поперек прокатки.
В СССР получила значительное распространение хромомаргап-цекремнистая сталь (хромансиль) марки ЗОХГС.
При нагреве этой стали кремний совместно с хромом тормозит рост зерна аустенита, способствуя устойчивости мартенсита и сохранению твердости при отпуске. Наличие хрома, марганца и кремния приводит к улучшению прокаливаемости, но вместе с тем увеличивает склонность к отпускной хрупкости.
Сталь ЗОХГС отличается хорошими технологическими свойствами — обрабатываемостью режущим инструментом, штампуемостью в холодном состоянии и свариваемостью, а также высокой прочностью и вязкостью.
Стали для изготовления шестерен и их термическая обработка. К сталям для ответственных шестерен автомобилей, тракторов, редукторов и т. д. предъявляются особые требования.
Легированные и низколегированные конструкционные стали
313
Фиг. 203. Диаграммы изотермического
314
Конструкционные легированные стали
Конструктору необходимо, чтобы после термической обработки сталь имела малую деформацию, высокий предел выносливости и достаточную прокаливаемость, обеспечивающую необходимую прочность сердцевины зуба (при отсутствии там структурно свободного феррита); поверхность зуба шестерни должна иметь отсутствие значительного количества карбидов и остаточного аустенита, высокую твердость и износостойкость.
Технологу необходимо, чтобы сталь не имела полосчатой структуры и недопустимого количества неметаллических включений, хорошо обрабатывалась режущим инструментом в условиях массового производства и имела чистую поверхность после механической обработки. Сталь для изготовления шестерен должна быть с природ-
67
Фиг. 204. Структура поковок шестерен из стали 18ХГТ (0,22—0,23% С) (Х250):
а — после ковки и охлаждения на воздухе; б — после изотермической выдержки при 650—700° с использованием ковочного нагрева.
ным мелким зерном и обеспечивать возможность после газовой цементации и подсту-живания непосредственной закалки в масле.
Экономисту необходимо, чтобы сталь для изготовления шестерен была недорогой и не содержала дефицитных легирующих элементов.
Наиболее важным фактором для правильной работы шестерен является точность их зацепления. Неправильная конструктивная форма или искажение формы и размеров зубьев в процессе изготовления неизбежно ведет к быстрому и усиленному износу, как бы хорош ни был материал, из которого изготовлены шестерни, как бы правильно ни была проведена термическая обработка и как бы высоки ни были твердость и механические свойства их.
На отечественных заводах в большинстве случаев ответственные шестерни изготовляются или из цементуемых сталей 18ХГТ (преимущественно 0,22—0,23% С), или ЗОХГТ (преимущественно 0,25—0,27% С) с природным зерном 6—8, или из закаливаемой в масле стали 40Х тоже с мелким природным зерном.
В цементуемых сталях стремятся иметь повышенное содержание углерода до 0,25—0,28% С с целью повышения механических свойств сердцевины зуба шестерни, уменьшения толщины цементованного слоя и улучшения обрабатываемости резанием у поковок.
Поковки шестерен из стали 18ХГТ (0,22—0,23% С), имеющие структуру из сорбитообразного перлита с небольшим количеством феррита (фиг. 204, а), после ковки переносятся в контейнер, охлаждаются там в течение часа с 900 до 650—700° и при
Легированные и низколегированные конструкционные стали
этой температуре подвергаются изотермической выдержке в течение 1,5—2 часов. В результате получается структура из феррита и пластинчатого перлита с хорошей обрабатываемостью (фиг. 204 б).
Поковки из стали 18ХГТ (0,22—0,23% С) и ЗОХГТ (0,25—0,27% С) с зерном 6—8 для улучшения обрабатываемости можно также подвергать высокой нормализации при 970° (фиг. 205, а) до твердости НВ 207—170. В результате получается структура, состоящая из феррита с небольшим количеством пластинчатого перлита.
1200\^
1100
1000-
800-700-1 600-500-ЧОО-ЗОВ-200-loo-о.
1200° 970е г—\ меха-[ I ническая f
 / вгаботка/ Газовая Вжокая\ну 157-2071 цементация нормализация I
Дтмоарррнц^ температура
Подстуживан е 800°
й/Г
Закалка в масле
нК
200°
0 1 2 3	1 3 Ч 5~~6 ~$~8 9 10'
[т/ае
'23 час
°C 1 Ковка /200'
'ООО-ООО-800-700-600-500- Чг-400-58-62joo-200-100- йте.
Механо
ООО'’ ческая обработка 82(2 НВ 170-2U1Г~\
Газовое цианирование
зация
Закалка в масле 210° /о^Я-Я ?мп-оа nyaiW'unouJ
0 2 3 4	0 <0
в)
1 2 час
V
’С 1000
900
800
700
840
600
Нитроцементация
500
ООО
300
200
100
Фиг.
Ступенчатая закалка 6 горячем масле
205.
180 Пронывкаг I холовт
Вове I
<сп° HRC6O65
160
I
Отпуск I
2 час
9 .5 6)
Схемы термической обработки шестерен.
0
о
2
0
После механической обработки шестерни подвергают газовой цементации в муфельной печи с толкателем или в шахтной печи с вентилятором при 920° в течение 8 час. (фиг. 205, а), непосредственной закалке в масле (с предварительным под-стуживанием до 840°) и отпуску при 200° в течение 60 мин.
Для повышения предела выносливости и долговечности готовые шестерни после термической обработки подвергают дробеструйному наклепу, который одновременно очищает их поверхность от окалины.
Непосредственная закалка после газовой цементации обеспечивает наименьшую деформацию шестерен, биение которых проверяется и не должно быть больше 0,12 мм, причем на термическую обработку приходится 0,08 мм, а на механическую 0,04 мм.
316
Конструкционные легированные стали
На поверхности зуба шестерни после цементации содержание углерода не должно превышать 0,9%, чтобы после закалки и низкого отпуска его структура (фиг. 206, а) состояла из одного отпущенного мартенсита с твердостью НВ 58—62, при толщине его слоя 1—1,5 мм. Незначительное количество разрозненных мелких карбидов здесь (фиг. 206, б) допускается, но карбидная сетка, хотя бы и разорванная (фиг. 206, в), совершенно недопустима, так как резко снижает предел выносливости зуба шестерни.
Также на поверхности зуба после термической обработки структура должна состоять или из одного отпущенного мартенсита (фиг. 206, г), или отпущенного мартенсита с небольшим количеством разрозненных выделений остаточного аустенита (фиг. 206, д). Присутствие в структуре поверхности значительного количества остаточного аустенита (фиг. 206, ё) и особенно почти сплошных его полей (фиг. 206, ж) не допускается, так как понижает предел выносливости шестерни.
В сердцевине зуба структура после термической обработки должна состоять из низкоуглеродистого, отпущенного вязкого мартенсита (фиг. 206, з), присутствие выделений феррита (фиг. 206, и) нежелательно, так как снижает механические свойства сердцевины.
За последнее время с целью еще большего снижения деформации шестерен, понижения их биения до 0,04%, повышения износостойкости и твердости до ИRC 60—65 и ускорения процесса химико-термической обработки применяется нитроцементация.
Например, шестерни из стали 25ХГТ, содержащей 0,22—0,29% С; 1,0—1,3% Сг, до 0,4% .Ni, 0,8—1,1% Мп; 0,17—0,37% Si; Р и S до 0,04% каждого, подвергаются нитроцементации в непрерывной, безмуфельной печи, обогреваемой радиационными трубами. Для нитроцементации в печь, в начале и в конце печи, черезе вводы 1 и VI подается смесь из эндотермического газа и 10% аммиака, а в большую, среднюю, часть печи через вводы 11, 111, IV и V подается нитроцементующий газ в виде смеси из 85% эндотермического газа, 5% природного газа и 10% аммиака.
Процесс нитроцементации шестерен происходит (см. фиг. 205, б) в течение 5 ч. 40 м. при 840°; глубина получаемого твердого слоя 0,5—0,7 мм\ затем шестерни подвергаются ступенчатой закалке в горячем масле с температурой 180°, промываются сначала холодной водой 4 мин. и потом горячей 2 мин., отпускаются при 160° в течение 2 час. и подвергаются дробеструйной очистке.
При послойном анализе азот обнаруживается в количестве 0,3—0,1% N на глубине до 0,3 мм. В микроструктуре поверхности шестерен допускается только очень небольшое количество нитридов (фиг. 207, а и б); избыток нитридов (фиг. 207, в) служит основанием для забракования шестерен.
В случае изготовления шестерен из стали 40Х поковки для улучшения обрабатываемости подвергают нормализации при 900° (фиг. 205, б) с целью создания у них структуры (фиг. 207, а) перлита и сетки феррита с твердостью НВ 207—170.
После механической обработки шестерни из стали 40Х в большинстве случаев подвергают цианированию при 820°, закаливают в масле и отпускают до твердости на поверхности НRC 55—60, измеряемой тарированным напильником. В результате на поверхности зуба готовых шестерен получается структура, состоящая из мелкоигольчатого отпущенного мартенсита.
Обобщения многолетнего опыта эксплуатации шестерен и углубленные исследования обнаружили ряд типичных дефектов. В работе поверхность зуба иногда подвергается усиленному износу, зуб может сломаться у основания в результате действия переменных напряжений, реже от ударов. При переключении передач происходят торцовые разрушения зуба.
Износ шестерен может быть абразивным, от молекулярного схватывания и осповидным. Особенно часто у шестерен появляется осповидный износ (питтинг), в результате которого на поверхности зуба получаются характерные изъязвления или оспины (фиг. 208). Объясняется это действием сильных переменных напряжений сжатия на поверхности зуба при работе шестерни. После нескольких миллионов циклов напряжений сжатия под поверхностью контакта у зубьев на небольшой глубине образуются трещины усталости. В результате от поверхности зуба отделяются небольшие чешуйки металла (язвы, оспины), что и дало основание назвать такой износ осповидным. Чем выше твердость поверхности и чем выше предел текучести сердцевины
Легированные и низколегированные конструкционные стали
317
г)	3)	б)
ж)	в)
Фиг. 205. Структура шестерни из стали 18ХГТ после закалки и отпуска; (Х500) (по данным лаборатории ЗИЛ).
318
Конструкционные легированные стали
зуба, тем выше контактная выносливость. Надлежащим выбором геометрической формы зуба также можно повысить его контактную выносливость.
Фиг. 207. Структура шестерен:
а и б — нитроцементованиые из стали 25ХГТ; а—брак после нитроцементации.
Долгое время считали, что зубья шестерен, работающие на износ и одновременно испытывающие воздействие динамических нагрузок, должны иметь очень вязкую сердцевину и твердый, но износостойкий поверхностный слой.
о)
Фиг. 208. Осповидный износ зуба колеса: о—общий вид; б—схема.
Однако опыт показал, что не только осповидный износ, но также и усталостные поломки зуба у основания и торцовые разрушения большей частью вызываются недостаточной твердостью, малым пределом выносливости его поверхности и недостаточным пределом текучести сердцевины. Поэтому для тяжелонагруженных шестерен
Легированные и низколегированные Конструкционные стали
319
применяются легированные цементуемые стали с содержанием углерода ближе к верхнему пределу — 0,20—0,25%.
Для менее нагруженных шестерен можно применять среднеуглеродистые, с 0,35—0,50% С, легированные марки стали, которые подвергаются закалке и высокому отпуску; часто их цианируют, закаливают и отпускают.
Применение легированной стали позволяет производить закалку шестерен в масле, понижать их коробление и изменение размеров, а также иметь закаленный слой необходимой глубины.
Для малонагруженных шестерен, работающих при небольших скоростях и при отсутствии ударов, применяют простую углеродистую сталь или даже чугун.
Сталь с бором. В 1938 г. было обнаружено, что применение комплексных раскислителей, содержащих алюминий, титан, цирконий, кальций и т. д., увеличивает прокаливаемость стали и ее механические свойства вследствие присутствия незначительных количеств бора, который попадал вместе с ними в сталь.
Оказывается, что 0,002% В (20 г на 1 m стали) увеличивает ее прокаливаемость и позволяет сохранить значительное количество дорогостоящих и дефицитных легирующих элементов. Чем меньше в стали углерода, тем сильнее бор увеличивает прокаливаемость. Обычно бор добавляется в низко- и среднеуглеродистые стали, содержащие до 0,6% С, в эвтектоидных и заэвтектоидпых сталях бор почти не увеличивает прокаливаемость и потому в такие стали не вводится. Наиболее эффективна добавка бора в сталь, содержащую до 0,3% С, например в стали марки 20ХГР.
Диаметр атома бора составляет 1,78 кХ. Он меньше диаметра атома железа (2,54 кХ) и в очень небольшом количестве растворяется в твердом состоянии в железе, образуя твердый раствор внедрения. Но растворимость бора в железе меньше, чем у углерода, азота и кислорода, имеющих меньшие диаметры атомов (С — 1,54 кХ, N — 1,40 кХ и О — 1,32 кХ). Однако воздействие атомов бора, благодаря их большему диаметру, на решетку железа сильнее, чем у углерода, азота и кислорода, образующих с железом твердые растворы внедрения.
Бор увеличивает прокаливаемость только в том случае, когда находится в стали в твердом растворе; бор, образующий химические соединения, — бориды, не только не увеличивает прокаливаемость, но даже может ее уменьшить, так как бориды являются центрами превращения аустенита. В стали для увеличения прокаливаемости должно быть не менее 0,0005—0,0012% В в твердом растворе. Излишние добавки бора (более 0,007%) вызывают красноломкость и затруднения при горячей прокатке и ковке стали.
Общепризнанной и экспериментально полностью проверенной теории механизма действия бора на увеличение прокаливаемости пока нет, можно лишь высказать следующее предположение. Атомы бора, перемещаясь в кристаллической решетке аустенита, благодаря относительно большему атомному диаметру, чем у других элементов, находящихся в твердом растворе внедрения, оказывают эффективное воздействие на границы зерен и блоков мозаики аустенита. На этих
320
Конструкционные легированные стали
границах сосредоточена свободная поверхностная энергия, находятся примеси, несовершенства строения решетки и дислокации; атомы бора, попадая туда, понижают действие границ зерен и блоков, как центров кристаллизации феррита, и тем увеличивают устойчивость аустенита и прокаливаемость бористой стали.
Стали с бором могут облегчить удовлетворение растущей потребности автомобильной, тракторной и авиационной промышленности, станкостроения, тяжелого машиностроения и других отраслей машиностроения в легированных сталях для деталей, подвергающихся высоким переменным напряжениям и требующих повышенной прокаливаемости, например для ответственных болтов, шатунов, валов.
Низколегированные стали, применяемые в состоянии поставки. Эти стали применяются в строительной промышленности, в вагоностроении и двигателестроении. Наличие в них легирующих элементов позволяет получать высокие механические свойства и экономить до 25% металла в результате облегчения веса конструкций.
К низколегированной стали, применяемой без термической обработки, предъявляются следующие требования: 1) высокая прочность и ударная вязкость как при обыкновенной, так и при пониженных температурах; 2) сопротивление коррозии; 3) хорошие технологические свойства (свариваемость, обрабатываемость и штампуемость). Химический состав марок низколегированных сталей приведен в табл. 26.
Таблица 26
Низколегированные стали
(по ГОСТ 5068-57)
Марка стали	Химический состав в %					
	с	Si	Мп	Сг	Ni	Си
15ГС	0,12—0,18	0,70—1,00	0,90— —1,30	До 0,30	До 0,30	До 0,30
14ХГС	0,11-0,17	0,40—0,70	0,90— — 1,30	0,50— —0,80	До 0,30	До 0,30
15ХСНД	0,12—0,18	0,40—0,70	0,40— -0,70	0,60— —0,90	0,30— —0,60	0,20— —0,40
14Г2	0,12-0,18	0,20—0,40	1,20— -1,60	До 0,30	До 0,30	До 0,30
Механические свойства этих марок низколегированной стали примерно следующие: предел прочности не ниже 48—50 кГ/мм2 и удлинение не ниже 18%.
2. ОБРАБАТЫВАЕМОСТЬ СТАЛИ РЕЖУЩИМ ИНСТРУМЕНТОМ
Условия для хорошей обрабатываемости. В машиностроении, где механические цехи занимают ведущее место, очень важно, чтобы сталь хорошо поддавалась обработке режущим инструментом. Для этого оиа должна быть достаточно мягкой и одно-
Обрабатываемость стали режущим инструментом
321
временно достаточной хрупкой, т. е. обладать так называемой «обработочной хрупкостью», необходимой для отделения стружки. Тогда тепло, образующееся при резании, удаляется вместе со стружкой, стойкость резца повышается и скорость резания может быть увеличена. Помимо высокой производительности, повышение скорости резания и уменьшение вязкости стружки способствуют получению более гладкой и чистой поверхности.
Обрабатываемость стали зависит от ее химического состава, микроструктуры, макроструктуры, механических свойств и твердости. Для разных операций механической обработки могут требоваться различные структура и твердость. Например, для обтачивания на автоматах лучше подходят более мягкие сфероидизованные структуры, а для нарезания зубьев и протягивания — несколько более твердые структуры пластинчатого перлита с разорванной сеткой феррита или сорбита, — они дают более чистую поверхность, но на автоматах обрабатываются труднее.
Из сказанного следует, что первичная термическая обработка для улучшения обрабатываемости стали должна быть разной и устанавливаться в зависимости от условий механической обработки, например от преобладания тех или иных операций, от экономичности и требуемого качества поверхности. При таком выборе термической обработки можно обеспечить для каждого отдельного случая наивыгоднейшие структуры и оптимальные твердости.
Наилучшей обрабатываемостью обладает автоматная сталь, т. е. сталь с повышенным содержанием серы (0,08—0,20%), применяемая для деталей, не требующих большой прочности; в частности, из такой стали изготовляют иа станках-автоматах болты, гайки, винты и другие мелкие детали, не подвергающиеся высоким напряжениям. Низкоуглеродистую автоматную сталь применяют и для малоответственных цементуемых деталей. Химический состав отечественных марок автоматной стали приведен в табл. 27.
Таблица 27
Автоматная сталь
(по ГОСТ 1414-54)
Марка стали	Химический состат в %				
	с	Мп	Si	S	Р
А12	0,08—0,16	0,60—0,90		0,08—0,20	0,07—0,15
А20	0,15—0,25	0,60—0,90	0,15—0,35	0,08—0,15	до 0,06
АЗО	0,25—0,35	0,70-1,00		0,08—0,15	» 0,06
А4ОГ	0,35—0,45	1,20-1,55		0,18—0,30	» 0,05
В стали марки Л12 с содержанием фосфора менее 0,1% должно быть не менее 0,10% S. По требованию потребителя во всех марках, кроме А12, допускается повышенное содержание серы (до 0,20%).
Влияние элементов на обрабатываемость. Важнейшей примесью в автоматной стали является сера. В марках автоматной стали она содержится в количестве от 0,08 до 0,15 и даже до 0,20%. При достаточном содержании марганца вся сера в этой стали присутствует в виде округлых тугоплавких включений пластичного сернистого марганца MnS, который при прокатке вытягивается в нити.
Благодаря пластичности и плохому сцеплению с основной структурой, а также низким механическим свойствам сернистый марганец создает некоторую хрупкость металла. Вместе с тем, оказывая смазывающее действие на поверхности деталей, сернистый марганец снижает трение и повышает качество поверхности после обработки.
В производстве автоматной стали для удаления сернистых соединений с границ зерен и их коагуляции применяется длительный диффузионный отжиг слитков при высоких температурах (1100—1150°). Такой отжиг устраняет у автоматной стали
21 Болховитинов II. ф. 302
322
Конструкционные легированные стали
явление красноломкости и хрупкости при нагреве для горячей механической обработки.
Сера обладает очень сильной склонностью к ликвации, поэтому она неравномерно распределяется в разных частях слитка, особенно в слитках из кипящей стали; в центральной зоне слитка серы гораздо больше, чем на поверхности. В таких изделиях, как гайки, подобное распределение серы даже выгодно, так как у них резьба находится в зоне, богатой этой примесью. Для других изделий выгоднее более равно-
Фиг. 209. Стружка автоматной стали.
мерное распределение серы, которое характерно для спокойных сталей.
Фосфор добавляется в низкоуглеродистую автоматную сталь некоторых марок в количестве до 0,15%. Фосфор присутствует в твердом растворе в феррите, создавая обработочную хрупкость и способствуя отделению стружки. Содержание фосфора сверх указанных норм сильно увеличивает твердость и хрупкость стали и не улучшает ее обрабатываемости. Особенно хорошо действует фосфор на обрабатываемость бессемеровской стали.
В последние годы автоматную сталь начали легировать азотом, который создает обработочную хрупкость, понижая вязкость феррита. Для улучшения обрабатываемости представляют интерес небольшие добавки свинца (около 0,2%). На механические свойства стали — твердость, предел прочности, удлинение, ударную вязкость, предел выносливости и пр. — свинец не оказывает заметного влияния.
Исследование стали показы
вает, что свинец присутствует в ее структуре не в твердом растворе, а в виде отдельных чрезвычайно мелких частичек. Обрабатываемость стали после добавки в нее 0,2% РЬ резко улучшается как в отношении производительности (количество деталей, снимаемых со станка), так и в отношении качества поверхности. Вид стружки, снятой до добавки в сталь свинца (фиг. 209, а) и после добавки (фиг. 209, б), показывает, что свиней сильно повышает отделение (хрупкость) стружки. Кроме того, свинцовистые включения, как и сернистый марганец, оказывают смазывающее действие.
Углерод создает наилучшую обрабатываемость у бессемеровских сталей при содержании его 0,10—0,15%, а у мартеновских — при 0,20—0,30%. Более низкое содержание углерода вызывает вязкость стали, а более высокое — повышает твердость. В обоих случаях обрабатываемость ухудшается.
Влияние марганца связано с влиянием углерода, фосфора и серы. Наиболее благоприятно его действие при содержании около 0,75% в бессемеровской стали и 1% в мартеновской.
Алюминий и кремний могут крайне затруднить обрабатываемость стали, если они образуют очень твердые неметаллические включения А12О3 и SiO2 крупных
Обрабатываемость стали режущим инструментом
323
размеров. Режущее лезвие инструмента, попадая на эти абразивные частички, быстро тупится.
Легирующие элементы — никель, хром, марганец, молибден и др., увеличивая прочность и вязкость стали, как правило, ухудшают ее обрабатываемость режущим инструментом. Особенно сильно ухудшают обрабатываемость стали те элементы, которые не только упрочняют феррит, но и повышают его ударную вязкость, например никель. Элементы-карбидообразователи также понижают обрабатываемость стали вследствие повышения ее твердости, но в этом случае обрабатываемость стали можно улучшить термической обработкой, например путем изотермического отжига или путем изотермической выдержки, используя ковочный нагрев.
Влияние структуры. Среди низкоуглеродистых легированных цементуемых сталей наилучшей обрабатываемостью обладает сталь с крупнозернистой микро
Фиг. 210. Структура низкоуглеродистой стали. (Х100).
структурой видманштеттового типа (фиг. 210, а), получаемой после нормализации с высокой температурой. Понижение ударной вязкости обеспечивает хорошее отделение стружки. Та же сталь с мелкозернистой структурой (фиг. 210, б) и высокой ударной вязкостью обрабатывается почти в 2 раза хуже.
Среднеуглеродистые стали обрабатываются лучше (при нарезании зубчатых колес и протягивании) при наличии у них микроструктуры, состоящей из пластинчатого дифференцированного перлита и разорванной ферритной сетки (фиг. 211, а). Такие микроструктуры получаются в хромистой стали после нормализации, а в хромоникелевой и другой стали сложных типов — после сложного изотермического отжига. Среднеуглеродистая сталь, у которой микроструктура состоит из смеси зернистого перлита и феррита (фиг. 211, б), вследствие высокой вязкости обрабатывается хуже и не дает требуемой чистоты поверхности. Полосчатая структура (фиг. 211, в) также ухудшает обрабатываемость стали.	О
Высокоуглеродистая инструментальная и шарикоподшипниковая сталь получает удовлетворительную обрабатываемость только после отжига на зернистый перлит с равномерным распределением зернышек цементита (фиг. 212, а). Такая структура обеспечивает минимальную твердость этой стали. Кроме того, лезвие режущего инструмента легче и без износа выталкивает отдельные сфероиды из вязкого феррита. Если в зернистом перлите распределение зернышек цементита неравномерно (фиг. 212, б), то режущее лезвие, наталкиваясь на группы этих чрезвычайно твердых частиц, затупляется скорее, в результате чего увеличивается усилие резания.
На машиностроительных заводах в некоторых случаях для достижения наилучшей обрабатываемости применяют (если этому не препятствуют соображения сохра-21*
324
Конструкционные легированные стали
нения прочности) не вполне спокойную сталь с резко выраженной волокнистостью в макроструктуре, предпочитая ее наиболее качественной спокойной стали с плотной макроструктурой и очень слабо выраженной или совсем незаметной волокнистостью.
в)
Фиг. 211. Структура среднеуглеродистой легированной стали (X 100).
Обрабатываемость этой стали определяют по макроструктуре путем травления. Если после 45-минутного травления в 50%-ном горячем (при 170°) растворе соляной кислоты волокна у нее достаточно четко выявились, значит сталь будет обрабаты-
0i	Si
Фиг. 212. Структура высокоуглеродистой стали (Х100).
ваться очень хорошо. Если же макроструктура выявляется плохо, это указывает на то, что сталь очень плотная, прочная и вязкая и будет обрабатываться хуже.
Бессемеровская и томасовская конвертерная стали, как правило, обрабатываются лучше, чем более высококачественная мартеновская сталь.
Листовая сталь для холодной штамповки
325
Механические свойства. Специалисты по обработке металлов резанием стремились установить зависимость между твердостью и обрабатываемостью металлов. Однако не меньшее значение, чем твердость, имеет структура металла, его химический состав и метод производства. Поэтому можно только ориентировочно считать, что при прочих равных условиях, и то лишь до известного предела, обрабатываемость металла тем хуже, чем выше его твердость. То же можно сказать и в отношении предела прочности на растяжение, которое находится в прямой зависимости от твердости: чем выше предел прочности, тем труднее обрабатываемость. Высокие значения удлинения, сжатия и ударной вязкости затрудняют отделение стружки и понижают обрабатываемость металла при прочих равных условиях.
Холодное волочение и прокатка, уменьшая вязкость мягкой стали, улучшают ее обрабатываемость. Для оценки обрабатываемости конструкционной стали различных марок может служить их относительная обрабатываемость по сравнению с автоматной сталью А12, обрабатываемость которой принята за 10,.% Тогда, ориентировочно, обрабатываемость стали 10 составит 53%, стали 20 — 63% , 20Х — 51%, 40Х и 40ХН — 32%
3. ЛИСТОВАЯ СТАЛЬ ДЛЯ ХОЛОДНОЙ ШТАМПОВКИ
Достижения в области автоматизации и скоростной штамповки, а также исключительно высокая производительность непрерывной прокатки листовой стали, с одной стороны, и огромный объем ее производства в черной металлургии, —с другой, заставляют обратить на нее особое внимание.
Недавно производство штамповок в прессовых цехах состояло из отдельных разрозненных операций, и заготовки в виде разрезанных листов и полуфабрикатов располагались отдельно для каждой операции. Автоматизация объединила эти операции и заставила перейти к скоростной штамповке с применением больших рулонов тонкой полосы шириной до 2,5 м, весящих несколько десятков тонн. На автоматизированных линиях готовые детали получаются сразу Все это требует не только повышения качества листовой стали, но и, особенно, ее однородности.
Классификация. Для холодной штамповки в подавляющем большинстве применяются низкоуглеродистые стали, например, содержащие до 0,08% С, до 0,4% Мп, следы кремния, до 0,015% Р и до 0,030% S. Они разделяются на кипящие, механически закупориваемые, химически закупориваемые, спокойные с присадкой алюминия и нестареющие, обработанные ванадием.
Наиболее распространенной для листа является кипящая сталь благодаря ее экономичности, возможности использования всего слитка, так как не приходится отрезать верхнюю часть слитка из-за усадочной раковины. Достоинством ее являются также низкая твердость и хорошая вязкость, потому что содержание элементов, образующих с железом твердые растворы и делающих феррит листовой стали твердым, жестким и менее пластичным, особенно кремния и фосфора, очень низкое. Относительно чистая кипящая корочка или обод (фиг. 213, а) в макроструктуре кипящей стали позволяет полу1 ить стойкость в отношении нагревов и прокатки и высокое качество поверхности листа. Этому также способствует возмож
326
Конструкционные легированные стали
ность регулирования расположения пузырей дальше от поверхности и ликвация серы от поверхности к сердцевине слитка.
К числу недостатков кипящей стали относятся: изменение свойств листа во время его хранения (деформационное старение), неоднородность свойств по ширине полосы, а также более низкие свойства и большая загрязненность стали из верхней части слитка.
Поэтому для наиболее глубокой вытяжки применяется отборочная технология, слябы из верхней части слитка отсортировываются для
Фиг. 213. Макроструктура слябов из верхней части слитка листовой стали:
а — кипящей; б — накрываемой; в — спокойной.
проката неответственного назначения, а слябы из нижней части прокатываются для применения в самых трудных штамповках.
Для достижения большей однородности качества металла (фиг. 214) всего слитка и по ширине полосы, требуемого автоматизированной, скоростной штамповкой, особенно для мелких деталей, применяются механически или химически закупориваемые кипящие низкоуглеродистые стали с меньшей ликвацией примесей, например серы, в слитке (фиг. 214). Однако для особенно трудных штамповок и деталей, подвергаемых дуговой или газовой сварке, они не рекомендуются.
Механически закупориваемая сталь выплавляется с низким содержанием углерода и разливается в изложницы бутылочного типа, которые затем плотно накрываются крышками, что создает в верхней части слитка давление, подобное давлению в нижней части слитка с открытым верхом. Благодаря этому возможность ликвации и сосредоточения примесей вверху снижается, и макроструктура слябов из верхней части слитка становится такой же, как у слябов из нижней части слитка.
Листовая сталь для холодной штамповки
327
Химически закупориваемая сталь выплавляется также кипящей, но разливается в обыкновенные изложницы; закупоривание достигается здесь путем добавки алюминия или ферросилиция в верхнюю часть слитка. Это создает затвердевание верха слитка и вызывает давление. Недостатком химического закупоривания является трудность его регулирования, оно требует постоянного тщательного наблюдения опытного персонала. Химическое закупоривание как и механическое, повышает однородность листовой стали и резко снижает брак, особенно при скоростном, автоматизи
рованном производстве.
Нестареющая кипящая сталь получается путем присадки ванадия или бора, являющихся весьма эффективными нитридо-образователями и в то же время очень слабыми раскислителями. Обработка ванадием или бором кипящей стали в изложницах связывает азот и углерод в нитриды и карбиды, выводит их из твердого раствора и тем устраняет старение при сохранении кипения.
Спокойная сталь с присадкой алюминия не изменяет своих свойств при длительном хранении вследствие старения, обладает лучшей однородностью (см. фиг. 213, в) и штампуемостью, чем кипящая. Существует ряд штамповок, для которых спокойная сталь идет хорошо, а даже наилучшая кипящая — неудовлетворительно, особенно для тех, где наблюдается склонность к образованию скла-
-----Химич, закупориваемая кавшевая сера 0,24%
Фиг. 214. Ликвация серы в слитках кипящей и химически накрываемой листовой стали.
ДОК.
К недостаткам спокойной стали относятся худшее качество поверхности листа и большая ее стоимость из-за необходимости удалять в отходы металл верхней части слитка с усадочной раковиной.
Механические свойства. Для повседневного контроля качества листовой стали, соответствия ее техническим условиям и однородности поставляемых партий применяются испытания твердости по Роквеллу, шкала В и определение вязкости путем выдавливания чашек по Эриксену или по Ольсену. Хотя эти свойства и не позволяют полностью судить о поведении стали при штамповке в цехе, но все же часто при низкой твердости и большой глубине выдавливания листы хорошо штампуются.
328
Конструкционные легированные стали
Хорошая штампуемость получается у сталей 05кп и 08кп при твердости не выше HRB 45, для менее трудных штамповок допускается твердость не выше HRB 55.
Для более подробного контроля производятся испытания на растяжение с определением предела текучести (ат), предела прочности
Z .	ОТ	к
(а ), числа текучести---, удлинения о и равномерного удлинения,
измеряемого до начала образования шейки.
Очень важно, чтобы предел текучести был наивозможно низким, например до 20 кГ!мм2, для менее трудных штамповок — до 25 кПмм2, а предел прочности, наоборот, должен быть высоким — не менее 30 кПмм2. Тогда и число текучести также будет минимальным, что способствует хорошей штампуемости листовой стали, хотя и не
дает ее полной гарантии.
Микроструктура. Испытания на микроструктуру с определением величины зерна феррита, структурно свободного цементита, перлита, неметаллических включений и строчечное™ позволяет определять причину брака при прокатке, термической обработке и штамповке листовой стали и принимать меры к его устранению.
Окончание горячей прокатки тонкой широкополосной стали при температуре выше верхней критической точки Аг3 обеспечивает получение мелкого однородного зерна феррита (6—8) (фиг. 215, а), отвечающего хорошей штампуемости листа. Наоборот, температура прокатки ниже верхней критической точки Аг3 создает наклеп и при намотке на рулон при повышенной температуре сопровождается рекристаллизацией, что ведет к образованию смешанного зерна (фиг. 215, би в), что крайне нежелательно, так как вызывает разрывы и брак при штамповке.
В свое время строгий контроль за температурой прокатки и на-
мотки на рулон позволил устранить применявшуюся ранее нормализацию горячекатаных листов с целью обеспечения у них однородного мелкого зерна феррита. Крупное зерно феррита (1—4) вызывает появление на поверхности штамповки шероховатости («апельсинной корки») и ведет к разрывам. Для лицевых деталей автомобилей зерно феррита крупнее 6 или 7 недопустимо. Особенно важное значение для глубокой штамповки имеет однородность размеров ферритного зерна. Смешанное или пестрое зерно (см. фиг. 214, б и в) вызывает неоднородность деформации при холодной штамповке и ведет к разрывам. Это объясняется тем, что в первую очередь деформируются крупные зерна, более податливые и легче образующие плоскости скольжения. Мелкие зерна, как более прочные, в которых сплошным плоскостям скольжения образоваться труднее, в деформации не участвуют. Таким образом, деформируется и наклепывается только часть структуры; ее вязкость быстро исчерпывается,
появляются трещины и разрывы.
Наличие чрезмерно крупных зерен феррита на поверхности листовой стали объясняется местным наклепом при пониженной темпе-
Листовая сталь для холодной штамповки
329
г)	д)	е)
Фиг. 215. Микроструктура листовой горячекатаной стали 08кп (Х100) (по данным лаборатории завода «Запорожсталь»):
а — хорошая (зерно 6—-8); б — брак, смешанное зерно 4—8; в — брак (смешанное зерно 1—7); г — удовлетворительная (мелкие выделения зернистого цементита); б — брак (сетка цементита); е — брак (скопления цементита).
330
Конструкционные легированные стали
ратуре феррита, который на поверхности кипящей стали менее загрязнен примесями, или тем, что деформация при прокатке распространяется только на поверхности в сердцевину толщины листа не проникает. Поэтому при смотке рулона рекристаллизация листа в условиях градации наклепа вызывает сильный рост зерна в деформированной поверхности. Сердцевина же листа остается мелкозернистой, так как она претерпевает обжатия и, кроме того, если сталь кипящая, то в ней больше примесей, препятствующих росту зерна.
Частицы структурно свободного цементита должны быть мелкими, по возможности равномерно рассеянными (фиг. 215, г) и не образовывать массивной сетки вокруг зерен (фиг. 215, д) или крупных выделений (фиг. 215, е), что вызывает разрывы листа при холодной прокатке или штамповке. Мелкие частички цементита получаются при пониженных температурах смотки горячекатаной полосы в рулон, а крупные — при высоких, когда они успевают не только выделиться из твердого раствора в феррите, но и достигнуть крупных размеров вследствие коагуляции и роста.
Наиболее выгодным для холодной штамповки типом перлита в структуре листовой стали является зернистый. Присутствие его внутри зерен феррита холоднокатаного, отожженного листа указывает на достаточное обжатие и на завершение процесса рекристаллизации, что является признаком хорошей штампуемости стали. Пластинчатый перлит деформируется удовлетворительно, но сорбитообразный, тонкий, чрезвычайно мелкий перлит делает лист жестким, создает упругую отдачу и сильно изнашивает штампы.
Строчечные (полосчатые) структуры являются продуктом первичной кристаллизации стали — дендритной ликвации, которая образуется при медленном затвердевании слитка. Строчечные структуры часто содержат неметаллические включения. Резко выраженные строчечные структуры, особенно с неметаллическими включениями, служат основной причиной разрывов и брака при штамповке, в частности при штамповке рам и тормозных барабанов автомобилей.
Строчечность (полосчатость) при термической обработке либо совсем не уничтожается, либо уничтожается с большим трудом; поэтому следует избегать слишком медленного охлаждения слитков, особенно очень крупных, и не производить сталь с резкой строчечностью.
Рекристаллизационный отжиг. Горячекатаная тонкополосовая сталь, прокатанная на современных непрерывных станах в условиях тщательного контроля температур прокатки и смотки, имеет мелкозернистую структуру и поставляется в состоянии проката без термической обработки. При старых же методах производства горячекатаные листы подвергались нормализации.
При холодной прокатке сталь наклепывается, становится жесткой и твердой, зерна ее феррита вытягиваются (фиг. 216, а), поэтому ее обязательно следует подвергать рекристаллизационному отжигу в колпаковых печах под муфелями в атмосфере защитного газа, чтобы сохранить у нее светлую поверхность.
Листовая сталь для холодной штамповки
331
г)	д)	_ е/
Фиг. 216. Микроструктура листовой холоднокатаной стали 08кп. X100 (по данным лаборатории завода «Запорожсталь»):
а—после холодной прокатки с обжатием 40%; б — хорошая после отжига (зерно 7); в — брак после отжига (зерно 10); г — хорошая после отжига (мелкий зернистый цементит); d и е — хорошая марки 0810 (вытянутое мелкое оладьеобразное зерно у марки 08 Ю).
332
Конструкционные легированные стали
В современных условиях рекристаллизационный отжиг тонкой широкополосовой холоднокатаной стали производится целыми рулонами как в многостопных, так и в одностопных печах, обогреваемых радиационными трубами. Каждая стопа помещается под муфелем, наполненным защитным газом с принудительной циркуляцией последнего под вентилятором.
В многостопной печи обычно помещается по восемь стоп рулонов, нагрев до 680° производится в течение 18—24 час. в зависимости от веса рулонов и марки стали, а охлаждение — в течение трех суток; твердость после отжига HRB 36—48. Одностопная печь вмещает только одну стопу, но больших размеров, нагрев также до 680°, но более эффективный, в течение 8—12 час. и охлаждение в течение 1,5 суток. Хорошие качество и микроструктуру стали (фиг. 216, б и г) получают при обоих методах отжига, но одностопный имеет ряд преимуществ и обеспечивает большую однородность результатов. Перегрев при отжиге может вызвать крупные зерна феррита и крупные частицы цементита. Слишком мелкое зерно (фиг. 216, в) у листовой стали также вызывает плохую штампуемость, большую упругую отдачу и является браком.
Большое значение для рекристаллизационного отжига имеет степень обжатия при холодной прокатке. Чтобы избежать области критического наклепа, на современных прокатных станах применяют большие обжатия — от 40 до 60%, а при работе на устаревших, слабых, станах очень малые — до 1—2%.
На машиностроительных заводах применяется межоперационный отжиг полуфабриката. При этом в некоторых местах штамповок может быть зона критического наклепа, ведущая к образованию гигантских зерен и разрывам при последующих операциях вытяжки. В этом случае необходимо отжиг заменить нормализацией в печах с защитной атмосферой. При незавершившемся процессе рекристаллизации во время отжига рулонов сохраняется предпочтительная ориентация зерен феррита, созданная холодной прокаткой. Это создает у листовой стали анизотропию пластических свойств и ведет у кипящей стали к образованию «ушей» у симметричных штамповок. Следует отметить, что небольшая вытянутость и оладьеобразная форма ферритных зерен (фиг. 216, д и е) у листов из спокойной стали в случае несимметричных штамповок благоприятствует глубокой вытяжке. Такая вытянутость сохраняется при рекристаллизационном отжиге благодаря наличию мельчайших частиц нитридов алюминия, расположенных вдоль направления прокатки.
Особое внимание должно быть уделено строжайшему соблюдению режима отжига нестареющей кипящей стали, обработанной ванадием, чтобы весь азот успел выйти из твердого раствора в а-железе и образовал нитриды ванадия. Для этого температура рекристаллизационного отжига не должна превышать 700е, а продолжительность — не менее 20 час.; очень опасно образование при отжиге аустенита, который растворяет большое количество азота, ранее
Листовая сталь для холодной штамповки
333
связанного в нитриды. Влияние второго элемента, вызывающего старение (углерода), легко устраняется: он удаляется из твердого раствора в феррите при правильном режиме обычного рекристаллизационного отжига и становится неопасным для старения.
Деформационное старение. Как уже отмечалось в гл. VIII, кипящие стали благодаря присутствию в них азота и отчасти углерода в твердом растворе в феррите после рекристаллизационного отжига и «дрессировки» (прокатки сочень легким обжатием — 0,25—1,20%)
Фиг. 217. Условная диаграмма рас- Фиг. 218. Полосы скольжения, тяжения стали 08 кп после старения.
подвержены деформационному старению. При этом действие азота примерно в 20 раз эффективнее действия углерода. Промежуточные атомы азота и углерода располагаются предпочтительно в наиболее свободных растянутых ее промежутках, находящихся вблизи дислокаций, что отвечает наименьшему запасу свободной энергии кристаллической решетки.
Таким образом, промежуточные атомы образуют, по теории Коттрелла, атмосферы вокруг дислокаций и тормозят их перемещение в решетки, затрудняя этим процесс пластической деформации. Чтобы привести дислокации в движение, необходимо сначала оторвать их от окружающих атмосфер атомов азота и углерода, приложив большее начальное напряжение текучести, соответствующее верхнему пределу текучести на диаграмме растяжения (фиг. 217), При этом освобождение дислокаций производится не сразу, а постепенно, на отдельных участках, при этом образуется площадка текучести. После освобождения дислокаций они перемещаются при меньшем напряжении текучести, отвечающем «нижнему пределу текучести».
Чем больше промежуточных атомов азота и углерода, чем больше дислокаций образовалось при пластической деформации и чем выше температура, тем скорее происходит деформационное старение. Оно происходит неравномерно, в первую очередь повышается твер-
334
Конструкционные легированные стали
дость в местах с высокой концентрацией атомов азота и углерода и, главное, на плоскостях скольжения, где особенно много дислокаций и пути диффузии к ним промежуточных атомов короче. При холодной штамповке листа из стали 08кп на ее поверхности появляются полосы скольжения (фиг. 218). Это объясняется тем,
Фиг. 219. Распределение остаточных напряжений в листовой стали пропущенной через изгибающие и выпрямляющие ролики (Хун-ди Б. Б.).
что участки листа, увеличившие при старении свою твердость больше, деформируются меньше и образуют выступы, а состарившиеся меньше благодаря большей вязкости деформируются больше и образуют впадины на поверхности штамповки.
На лицевых деталях, подвергающихся декоративным покрытиям и окраске, образование полос скольжения совершенно недопустимо. Ввиду этого следует применять для таких штамповок спокойную сталь или сталь, обработанную ванадием или бором. Продолжительность деформационного старения листовой кипящей стали очень сильно зависит от температуры:
Температура в °C 15	21	100	150
Продолжитель- 1 год 6 мес. 4 час. 10 мин. ность деформа- Змее. 6 нед. 1 час. 2,5 мин. ционного ста- 1 мес. 2 нед. 20 мин. рения	1 нед. 4 сут. 5 мин.
Поэтому кипящую сталь весьма нежелательно подвергать длительному хранению на складе, особенно в летнее время. Лист, состаренный в течение непродолжительного времени, для устранения полос скольжения пропускают через изгибающие и выпрямляющие ролики в прессовом цехе непосредственно перед штамповкой. Это создает высокие внутренние напряжения (фиг. 219) и общее упрочнение листа и устраняет брак по полосам скольжения. Внутренние напряжения создаются также и при дрессировке, что в отдельных случаях тоже может устранять полосы скольжения.
Методика определения деформационного старения. Склонность к деформационному старению зависит от содержания в стали свободного азота, находящегося в твердом растворе; уже при содержании N + С > 0,0002% сталь способна к старению; кипящая мартеновская сталь содержит от 0,003 до 0,006% N в твердом растворе. При деформационном старении увеличивается твердость HRB и уменьшается глубина выдавливания чашек по Эриксену, Ольсену, но гораздо лучше деформационное старение определяется при испытаниях на растяжение по изменению формы кривых на условных диаграммах растяжения. Листовая сталь 08кп после холодной
Листовая сталь для холодной штамповки
335
прокатки и рекристаллизационного отжига обнаруживает на диаграмме растяжения большую площадку текучести (фиг. 220, а). Это объясняется постепенным разрушением твердых прослоек
из нитридов и структурно свободного цементита на границах зерен феррита (фиг. 221, а), очень хорошо наблюдаемых в структуре отожженной мягкой стали 08 кп под электронным микроскопом.
Дрессировка раздробляетэти прослойки на мелкие частицы (фиг. 221, б) и одновременно сильно увеличивает число дислокаций и дефектов кристаллической решетки благодаря пластической деформации. Все это вызывает исчезновение пло
Фиг. 220. Влияние холодной обработки и старения на диаграмму растяжения стали 08 кп:
а — после отжига; б — после дрессировки или пропуска через изгибающие и выпрямляющие ролики; в — после дрессировки и старения.
щадки текучести на диаграмме растяжения (см. фиг. 220, б),—тогда полос скольжения после холодной штамповки у такого листа не наблюдается.
a)	S)	в)
Фиг. 221. Электронные микрофотографии стали типа 08кп (Х7500) (по Вильямсу и О'Нейль):
а — после отжига; б — после холодной прокатки и старения в течение 30 мин.; в — после холодной прокатки и старения в течение 14 дней.
Однако после длительного хранения на складе у холоднокатаного листа происходит деформационное старение, которое заключается в том, что отдельные раздробленные мелкие частички нитридов и цементита снова растворяются в феррите, а атомы азота и углерода перемещаются в дислокации, преимущественно на границы зерен (фиг. 221, в), создавая там упрочненные прослойки в виде скелета.
336
Конструкционные легированные стали
Это вызывает повышение предела текучести, образование длинной площадки текучести (см. фиг. 220, в), и полосы скольжения снова появляются в состаренном листе.
Если процесс старения зашел не слишком далеко, то появление полос скольжения предупреждается пропусканием состаренного листа через изгибающие и выпрямляющие ролики, но после очень длительного хранения перестаренный лист исправить не удается, и его используют только на скрытые и плоские детали. Пропущенный через изгибающие и выпрямляющие ролики лист должен немедленно подвергаться штамповке, при хранении он снова быстро подвергается деформационному старению.
Очень простой метод определения склонности листовой стали к старению состоит в испытании на растяжение двух образцов с определением их предела прочности: одного — при комнатной темперауре (20°), другую — при 200J, т. е. в состаренном состоянии. Тогда разница между пределом прочности образцов при 20 и 200° будет «показателем старения», положительное значение которого указывает на склонность к старению, а отрицательное — на отсутствие старения.
Очень хорошо поведение атомов азота и углерода в решетке твердого раствора при старении исследуется методом внутреннего трения или затухания колебаний.
Технические условия на листовую сталь. Листовая сталь классифицируется, во-первых, по отделке, т. е. состоянию поверхности, во-вторых, по сложности и глубине вытяжки штампуемых из нее деталей. При этом большое значение имеют допуски по толщине листа.
По ГОСТ 914-56 тонколистовая качественная сталь в зависимости от состояния поверхности разделяется на четыре группы — особо высокой отделки, высокой отделки, повышенной отделки и нормальной отделки. В США спецификация автомобильной фирмы Дженерал Моторе предусматривает шесть групп отделки поверхности в зависимости от назначения листов и дает классификацию типичных дефектов поверхности.
По степени способности к вытяжке листы классифицируются по ГОСТ 914-56 и 9025-59 на следующие четыре группы: ОВГВ — отборочная для весьма глубокой вытяжки, ВГВ — весьма глубокая вытяжка, ГВ — глубокая вытяжка, НВ — нормальная вытяжка. Для этих групп допускаются марки стали 05кп, 08кп, 08пс, Юкп, 10, 15кп, 15, 20кп и 20. Для каждой группы и марки стали регламентируются предел прочности, относительное удлинение, твердость по Роквеллу, шкале В, глубина выдавливания чашки по Эриксену и микроструктура.
В США, где имеется обширный и многолетний опыт глубокой штамповки кузовов автомобилей, заводы Дженерал Моторе и Фишер разработали технические условия на стальной холоднокатаный лист (табл. 28). Кроме того, в технических условиях завода Фишер предусматриваются две марки горячекатаной листовой стали,
Листовая сталь для холодной штамповки
337
Таблица 28
Листовая холоднокатаная сталь для автомобилей (США)
Марка ста ш		Описание	Механические свойства							Величина зерна		
ДМ	Фишер		Твердость HRB	|	Предел текучести в кГ/ммг (не более)		Предел точности в кГ/мм* (не менее)	Удлинение на 59 мм в % (не менее'		П? оба на выдавлива-| ние по Ольсену (не менее)	на поверхности	в сердцевине	
				вдоль прокатки	1 поперек I прокатки		1 общее	равномерное |				
А	16-5Е	Спокойная, нестареющая сталь; не должно быть полос скольжения при штамповке	45	19	19	29	39	31	0,400	7	7	
В	16-2Е	Кипящая, холоднокатаная на непрерывном	стане, отожженная	в ящиках и дрессированная сталь; после пропускания через изгибающие и выпрямляющие ролики не должно быть полос скольжения при штамповке .	45	21	22,5	29	38	29	0,390	7	7—	8
С	16-2U	Кипящая, холоднокатаная на непрерывном	стане, отожженная	в ящиках, но не дрессированная сталь		46	21	22,5	29	38	29	0,390	7	7—	8
D	16-1Е	Общего назначения, кипящая, холоднокатаная на непрерывном стане, отожженная	в ящиках и дрессированная сталь; после пропускания через изгибающие и выпрямляющие ролики не должно быть полос скольжения при штамповке .	55	23	24,5	29	34	26	0,375	6-8	6-	8
22 Болховитинов Н. Ф. 302
338
Конструкционные легированные стали
Продолжение табл. 28
Мапка стали
Механические свойства
Величина зерна
Описание
ДМ Фишер
Предел текучести в кГ/мм* (не более)
Удлинение на 50 мм в % (не менее)
Общего назначения, кипящая, холоднокатаная на непрерывном стане, отожженная в ящиках, но не дрессированная сталь .............
Сталь обыкновенного качества, механические свойства не регламентируются
55 24,5 26
Только технологическая проба па изгиб вокруг оправки с d 0
Примечания: 1. Буква Е в марке завода Фишер означает, что сталь предназначается для наружных лицевых деталей автомобилей, а буква U — для скрытых деталей.
2. Образцы для испытаний должны быть из центральной части листа.
3. Сталь, за исключением марки А, должна быть испытана ие позднее 30 дней после получения.
марка 16-4U для глубокой вытяжки и марка 16-3U для умеренной вытяжки.
При назначении той или иной марки стали на деталь, изготовляемую холодной штамповкой, трудно сказать, какой вытяжке она подвергается — нормальной, глубокой, весьма глубокой или особо весьма глубокой. В прошлом опытные прессовщики и металлурги практически распределяли детали автомобиля по группам, но изменение формы кузовов новых машин не дает удовлетворительного решения вопроса о выборе марки стали таким методом.
Более объективным и надежным определением степени вытяжки является метод измерения «единой площади» в процентах. Для этого заготовка с нанесенной на нее через каждые 25 мм сеткой кладется в штампы и вытягивается. Увеличение «единой площади» определяется или путем измерения длины линий сетки тех участков штамповки, которые получили наибольшую деформацию, и подсчетом увеличения состношения площадей до и после вытяжки в процентах, или подсчетом соотношения уменьшения толщины штамповки
Листовая сталь для холодной штамповки
339
в точке ее наибольшей деформации и толщины заготовки также в процентах.
Однако, несмотря на все подробно разработанные технические условия как в СССР, так и заграницей, только одни результаты лабораторных испытаний (определение твердости, пределы текучести, предела прочности, удлинения, глубины выдавливания чашек по Эриксену и Ольсену, величины зерна и микроструктуры) до сих пор еще не могут полностью обеспечить хорошей штампуемости листа в производстве, особенно при глубокой и весьма глубокой вытяжке. Поэтому в настоящее время окончательным критерием пригодности листовой стали для холодной штамповки является опробование ее в производстве для тех деталей и той технологии, для которых она предназначается.
ЛИТЕРАТУРА
Автомобильные конструкционные стали Справочник, Машгиз, 1951.
ЦНИИТМАШ, Конструкционная прочность стали, кн. 63. Машгиз, 1954.
Лейкин И. М., Чернашкин В. Г., Низколегированные строительные стали, Металл у ргиздат, 1952.
П р и д а н ц е в М. В. и др., Стали для котлостроения, Металлургиздат, 1959.
Справочник по машиностроительным материалам, т. I. Сталь, Машгиз, 1959..
Справочник по свойствам сталей, применяемых в котлострсении. Машгиз, 1959.
СССР. Государственные стандарты, Сталь качественная и высококачественная, Стандартгиз, 1958.
Щапов Н. П. и Иньшаков Н. Н., Низколегированные стали повышенной прочности для металлических конструкций, Трансжелдориздат, 1951.
Boron Steels, ОЕЕС, 1954.
Deep Drawing Steels, A1ME, 1958.
High-Strength Steels for Aircraft, 1959.
Hoyt S. L., Metal Properties, 1954.
M a n t e 1 1 C. L., Engineering Materials Handbook, 1958.
Metals Handbook 1948 and Supplements 1954 and 1955, ASM.
ГЛАВА XIV
ИНСТРУМЕНТАЛЬНАЯ СТАЛЬ
1.	ВВЕДЕНИЕ И КЛАССИФИКАЦИЯ
Классификация инструментальной стали. По назначению инструментальная сталь в основном разделяется на четыре группы: 1) для режущего инструмента; 2) для холодных штампов; 3) для горячих штампов; 4) для измерительного инструмента.
1.	Для режущего инструмента применяют углеродистые стали преимущественно высокоуглеродистые (заэвтектоидные) и легированные перлитного и карбидного классов, поставляемые со структурой зернистого перлита.
По составу сталь для режущего инструмента разделяется на следующие три подгруппы: углеродистая и легированная с небольшой прокаливаемостью; легированная с большой прокаливаемостью, быстрорежущая. Исключительно важное значение для режущего инструмента имеют твердые сплавы, которые находят все большее применение, особенно при скоростной обработке, но так как они к сталям не относятся, то будут подробно рассмотрены отдельно в гл. XVII. Кроме того, за последнее время появились керамические (неметаллические) материалы для режущего инструмента, которые допускают еще большие скорости резания, чем твердые сплавы, и при этом отличаются низкой стоимостью.
Сталь для режущего инструмента после закалки и отпуска должна отличаться высокой твердостью и износостойкостью, а вместе с тем небольшой хрупкостью, чтобы не выкрашиваться в работе.
2.	Стали для холодных штампов разделяются на четыре подгруппы: углеродистые малой прокаливаемости; легированные повышенной прокаливаемости; легированные карбидного класса, имеющие повышенную износостойкость; повышенной вязкости.
Стали первых трех подгрупп с высоким содержанием углерода — эвтектоидные и заэвтектоидные — после термической обработки должны быть твердыми, износостойкими, прочными и достаточно вязкими, чтобы не выкрашиваться в работе. Стали четвертой подгруппы со средним содержанием углерода — доэвтектоидные — должны иметь повышенную вязкость.
3.	Стали для горячих штампов разделяются на молотовые, высадочно-прессовые, для пресс-форм (форм для литья под давлением).
Углеродистая инструментальная стачь
341
Сталь для молотовых штампов должна отличаться большой прокаливаемостью, высокой прочностью и ударной вязкостью, красностойкостью, т. е. достаточной твердостью и износостойкостью при повышенных температурах, удовлетворительной теплопроводностью; она должна хорошо сопротивляться тепловой усталости, проявляющейся в образовании сетки трещин на рабочей поверхности штампа.
Сталь для высадочно-прессовых штампов в сравнении со сталью для молотовых штампов подвергается меньшей ударной нагрузке, но более продолжительное время соприкасается с горячим металлом и должна иметь большую сопротивляемость тепловой усталости и большую прочность и может иметь меньшую ударную вязкость. Сталь для пресс-форм для литья под давлением, которые в работе охлаждаются водой, подвергается термическим напряжениям, изнашивается и разъедается жидким металлом, т. е. работает в очень тяжелых условиях.
4.	Сталь для измерительного инструмента не должна изменять со временем свои размеры; от нее требуются высокая поверхностная твердость, хорошее сопротивление износу и достаточная вязкость.
В ГОСТ и технических условиях инструментальная сталь классифицируется по химическому составу, так как одна и та же марка инструментальной стали может иметь разное назначение и требовать различной термической обработки инструмента.
Инструментальную сталь подвергают очень тщательному контролю состава и свойств металла для каждой плавки на металлургическом заводе; важнейшие данные контроля заносятся в сертификаты плавок. Например, завод «Электросталь», кроме обычных данных и химического анализа, сообщает ряд данных плавочного контроля. К числу их относятся: твердость по Бринелю в состоянии поставки, результаты испытаний на макро- и микроструктуру, в том числе и балльная оценка макро- и микроструктуры, неметаллических включений (окислы и сульфиды), карбидной полосчатости, зернистого перлита и глубины обезуглероживания в состоянии поставки. Помимо этого, определяется прокаливаемость и допустимый интервал закалочных температур для сталей, закаливаемых в воде. Эти данные проверяются и машиностроительными заводами, которые дополняют их исследованиями технологических свойств, например обрабатываемости режущим инструментом, шлифуемости, склонности к обезуглероживанию и деформации при закалке.
Инструментальная сталь по ГОСТу разделяется на углеродистую, легированную и быстрорежущую.
2.	УГЛЕРОДИСТАЯ ИНСТРУМЕНТАЛЬНАЯ СТАЛЬ
Химический состав различных марок качественной и высококачественной углеродистой инструментальной стали по ГОСТ приведен втабл. 29 (цифра после буквы У означает десятые проценты углерода).
342
Инструментальная сталь
Таблица 29
Углеродистые инструментальные стали
(по ГОСТ 1435-54)
Марка стали	Химический состав в %				
	с	Мп	Si	s	р
				не б	элее
Группа	В Ы С О к о к	а ч еств е н	н ы х сталей		
У7А		0,65—0,74	0,15—0,30	0,15—0,30	0,020	0,030
У8А		0,75—0,84	0,15-0,30	0,15—0,30	0,020	0,030
У8ГА 		0,80—0,90	0,35—0,60	0,15—0,30	0,020	0,030
У9А		0,85—0,94	0,35-0,30	0,15—0,30	0,020	0,030
У10А		0,95—1,04	0,15—0,30	0,15—0,30	0,020	0,030
У11А		1,05-1,14	0,15—0,30	0,15—0,30	0,020	0,030
У12А		1,15—1,24	0,15-0,30	0,15—0,30	0,020	0,030
У13А		1,25—1,35	0,15—0,30	0,15—0,30	0,020	0,030
Примечание. Группа качественных сталей маркируется без буквы Л: У7, У8, У85, У9. У10, У11, У12 н У13. Для асех марок этой группы допускается ие более 0,030% S и не более 0,035% Р.
Содержание марганца в обычной инструментальной углеродистой стали невелико. Если марганца более 0,40%, он может вызвать обра-
зование трещин при закалке стали в воде.
Марганец значительно повышает прокаливаемость стали. Кремний, как и марганец, добавляется в эти стали как раскислитель.
Характерной особенностью углеродистой инструментальной стали является ее небольшая прокаливаемость. На это указывают диаграммы изотермического превращения аустенита, на которых выступ кривых начала превращения аустенита очень близко подходит к оси ординат. Об этом же свиде-
Фиг. 222. Полоса прокаливаемости для углеродистой инструментальной стали У10А.
тельствуют и полосы прокаливаемости, определенные методом торцовой закалки (фиг. 222). Наличие после окончательной термической обработки у некоторого режущего инструмента из углеродистой инструментальной стали вязкой незакалившейся сердцевины при твердой поверхности является иногда большим преимуществом для многих инструментов. Инструменты, которые подвергаются ударам и поэтому должны обладать некоторой вязкостью, изготовляются из стали марок У7, У7А и У8, У8А. Высокоуглеродистые стали У9, У9А, У10, У10А, У12,
Углеродистая инструментальная сталь
343
У12А, У13 и У13А применяются для инструментов, не подвергающихся сильным ударам в работе, если от них требуются высокая твердость и износостойкость. Углеродистая инструментальная сталь с мелким природным зерном отличается меньшим короблением при закалке в воде и расширенным интервалом закалочных температур.
Фиг. 223. Определение прокаливаемости инструментальных углеродистых сталей по ГОСТ 1435-54; цифры над видом излома указывают толщину закаленного слоя (в мм).
Прокаливаемость инструментальных сталей по виду излома, согласно ГОСТ 1435-54, определяется на надрезанных образцах 20 х 20 мм. Их закаливают при 760, 800 и 840°, разламывают и по ширине закаленной зоны, обозначенной над чертежами изломов образца № 2, относят к соответствующей группе по прокаливаемости (фиг. 223). Чем больше прокаливаемость и чем ниже температура, при которой получается крупнозернистый излом и трещины, тем выше группа прокаливаемости.
Группа прокаливаемости инструментальной стали выбирается в соответствии с характером службы инструмента и размером его сечения.
344
Инструментальная сталь
Первоначальная термическая обработка прутков и поковок инструментальной стали производится для того, чтобы облегчить их механическую обработку при изготовлении режущего инструмента и подготовить структуру перлита равномерного строения (фиг. 224, а).
Температуру закалки углеродистых инструментальных сталей определяют согласно диаграмме Fe — Fe3C. Эти стали чаще закаливают в воде. Чтобы обеспечить более медленное охлаждение ниже мартенситной точки, применяют прерывистую закалку: инструмент переносят из воды в масло или на воздух. Для инструментов небольших сечений применяют ступенчатую закалку в средах с температурой вблизи мартенситной точки Мн.
а}
Фиг. 224. Структура углеродистой инструментальной стали марки У10 (Х500): а — после отжига; б — после закалки и отпуска.
С целью увеличения устойчивости аустенита, облегчения ступенчатой закалки взамен углеродистой инструментальной стали применяют низколегированные инструментальные стали.
Хорошие результаты показали испытания и внедрение в производство стали ЭИ603, содержащей 1,05—1,13% С; 0,5—0,8% Сг; 0,4—0,7% Мп, серы и фосфора — не более 0,02%. Критические точки стали ЭИ603 почти такие же, как у стали У12А. Однако сталь ЭИ603 имеет гораздо большую прокаливаемость. Определение твердости у образцов сечением 25x25 мм, закаленных в щелочи с температурой 170°, обнаружило, что они имели твердость HRC60—66 на глубине 4 мм, в то время как сталь У12А практически не имела закаленной зоны.
В результате закалки сталь получает структуру из мелкоигольчатого мартенсита и карбидов (фиг. 224, б).
После закалки обязательно применяется отпуск. Температура отпуска зависит от твердости, необходимой для данного вида инстру
Углеродистая инструментальная сталь
345
мента. Например, развертки и метчики (из стали У10, УЮА — У12, У12А) отпускаются при 150—160° до твердости HRC 62—64, зубила (из стали У8) — при 270—300° до твердости HRC 56—58.
Кривая изменения твердости стали, закаленной до HRC 65, показывает, что с повышением температуры отпуска падение твердости начинается при 150°; при 260° твердость падает ниже HRC 60 и продолжает быстро снижаться при дальнейшем повышении температуры отпуска. По исследованию Е. И. Малинкиной образование закалочных трещин в инструменте из малопрокаливающейся стали, например У10А и У12А, зависит от его размеров.
Фиг. 225. Схема ступенчатой закалки мелких метчиков из стали У12А.
Инструмент малого сечения, прокаливающийся насквозь, ввиду образования у него при закалке внутренних напряжений растяжения на поверхности, может получить продольные трещины (см. фиг. 152, а). Склонность его к продольным трещинам при повышении температуры нагрева для закалки увеличивается, поэтому его нельзя перегревать выше 810°.
В инструменте крупного сечения, не прокаливающемся насквозь, который имеет твердость в сердцевине после закалки ниже HRC 45, могут образоваться высокие внутренние напряжения растяжения в сердцевине, вызывающие дугообразные трещины (см. фиг. 152, б). Эти трещины могут быть и внутренними. С повышением температуры закалки до 820° и увеличением скорости охлаждения при закалке, при твердости сердцевины выше HRC 45, т. е. при уменьшении разницы в твердости между сердцевиной и поверхностью, склонность к дугообразным трещинам уменьшается.
Для предупреждения продольных и дугообразных трещин рекомендуется отпуск производить немедленно после закалки. Завод «Фрезер» применяет ступенчатую закалку мелких метчиков из стали У12А в автоматическом агрегате. Метчики, подвешенные на конвейере, подогреваются газом до 400° (фиг. 225), затем нагреваются до 800° в соляной электродной ванне, состоящей из 56% КС1 и 44 % NaCl, и закаливаются в расплавленной щелочи, состоящей из 75% КОН и 25% NaOH, при 160°. Затем они промываются в горячей проточной воде и отпускаются в течение 40 мин. при 180°
346
Инструментальная сталь
в расплавленной соли, состоящей из 50% NaNO3 и 50% KNaO3. После отпуска следует двухкратная промывка в горячей воде, пассивирование с целью повышения коррозионной стойкости в водном растворе 2% NaNO2 и 0,5% Na2CO3 и просушивание.
Применение стали ЭИ603 позволяет осуществлять на автоматическом агрегате термическую обработку не только мелких, но и крупных метчиков, которые при изготовлении их из стали У12А закаливались вручную в воде.
3.	ЛЕГИРОВАННАЯ ИНСТРУМЕНТАЛЬНАЯ СТАЛЬ
Стали для режущего инструмента. Повышенная устойчивость аустенита у легированных сталей, а следовательно, сравнительно небольшая критическая скорость закалки, приводит, с одной стороны,
Расстояние от охлаждаемого торца
Фиг. 226. Полоса прокаливаемости для хромистой стали ШХ15.
к увеличению прокаливаемости (фиг. 226), что позволяет получить высокую твердость в крупных сечениях, а с другой,— позволяет применять закалку в масле, что уменьшает коробление и возможность образования закалочных трещин, особенно в инструменте сложной конфигурации.
Возможность повышения температуры отпуска этой стали без потери твердости позволяет полнее устранить внутренние закалочные напряжения, увеличить вязкость в малых сечениях и повысить скорость резания у инструмента. Образование более твердых и ус
тойчивых карбидов и легированного цементита, присутствующих в структуре в виде очень мелких частиц, способствует природной мелкозернистости легированной инструментальной стали, а также более высокой ее износостойкости даже при одинаковой твердости
с углеродистой сталью.
Структура отожженной легированной инструментальной стали состоит из зернистого перлита (фиг. 227, а). При закалке легированный цементит и карбиды с трудом переходят в твердый раствор; они сохраняются даже при нагреве под закалку до 900° (фиг. 227, б).
Для инструментальной стали наиболее важными легирующими элементами являются хром, вольфрам и ванадий. Особенно широко применяется хром, который обеспечивает хорошую прокаливаемость, высокую износостойкость и твердость. Вольфрам способствует получению хорошей износостойкости и красностойкости. Ванадий создает особенно стойкие карбиды и наиболее эффективно способствует природной мелкозернистости.
Легированная инструментальная сталь
347
В табл. 30 приведены составы важнейших марок хромистой, хромокремнистой и хромомарганцовистой стали и примерные температуры ее термической обработки. Температура отпуска назначается в зависимости от требуемой твердости.
Наибольшее применение для инструмента имеют различные марки хромистой стали, которые все закаливаются в масле или в горячей
б)
а)
Фиг. 227. Структура хромистой стали ШХ15 (Х500): а — после отжига; б — после закалки и отпуска.
Хромистая сталь марок X (табл. 30) после закалки в масле получает твердость HRC 62—64, которая сохраняется при отпуске до 170°, поэтому эту сталь применяют для измерительного инструмента, сверл и разверток. Вместе с высокой твердостью эта сталь обладает малой деформацией при закалке.
Для назначения режима термической обработки инструментальной стали и особенно режима изотермической обработки большое значение имеют диаграммы изотермического превращения аустенита. Такая диаграмма для стали типа X с действительным зерном аустенита 9, содержащей 1,02% С, 0,36% Мп, 0,33% Si, 0,20% Ni и 1,4296 Сг, при нагреве до 840° показала сдвиг вправо кривых начала и конца превращения (фиг. 228, а). Однако наличие мелких нерастворившихся карбидов в аустените способствовало его неустойчивости, поэтому сдвиг был не очень значительным.
При определении температуры закалки инструментальной стали большое значение имеет ее исходная структура. Например, сталь марки X имеет удобный для производства широкий интервал закалочных температур от 810 до 850° при исходной структуре однород-
348
Инструментальная сталь
Фиг. 228. Диаграммы изотермического превращения аустенита для сталей: а - ШХ15; б - 9ХС.
Легированная инструментальная сталь
349
Таблица 30
Легированные инструментальные стали
(по ГОСТ 5950-51)
Марка стали	Химический состав в %					Температура в °C		Зака точная среда
	С	Сг		Si	Мп	отжига	закалки	
X	0,95—1,10	1,3—	1,6	Не более 0,35	Не более 0,40	780—800	835— 850	
9ХС	0,85-0,95	0,95-	-1,25	1,2—1,6	0,3—0,6	820—840	850— 870	
ХГ	1,3- 1,5	1,3 —	1,6	Не более 10,35	0,45— 0,70	780—800	820— 850	среда
ХВГ	0,9—1,05	0,9 —	1,2	0,15— 0,35	0,8—1,1 и 1,2— 1,6 W	780—800	820— 850	горячая
Х6ВФ	1,0-1,15	5,5-	7,0	Не более 0,35	Не более 0,45 и 1,1—1.5W	830—850	950— 1050	1асло или
Х12Ф1	1,20—1,40	11,0 —	12,5	Не более 0,40	Не более 0,35 0,70— 0,90V	780—800	1030— 1050	й.
ного мелкозернистого перлита. Менее выгодным узким интервалом закалочных температур обладают структуры пластинчатого перлита, особенно если пластинки крупные. Всякое укрупнение карбидов и карбидная ликвация и полосчатость резко снижают интервал закалочных температур и не позволяют получить необходимую для производства высокую твердость при хорошей структуре мелкоигольчатого мартенсита.
Высокоуглеродистая хромистая сталь марки ШХ15, имеющая состав, близкий к стали X, применяется для шариковых и роликовых подшипников (шарики, ролики, обоймы). После закалки и невысокого отпуска при 150° детали из стали ШХ15 приобретают очень высокую твердость — до ИRC 64—65, хорошую износостойкость и высокий предел выносливости.
Перед механической обработкой сталь ШХ15 подвергают отжигу на зернистый перлит. Она имеет структуру, состоящую из мелкозернистых карбидов, равномерно распределенных в основной ферритной массе.
Шарикоподшипниковую сталь подвергают тщательному контролю для выявления у нее карбидной ликвации и неметаллических вклю
350
Инструментальная сталь
9ХС хрома обеспечивает аустенита
160'
чений, которые ведут к выкрашиванию металла в работе и снижению долговечности подшипников.
Весьма широкое применение для режущего инструмента получила хромокремнистая сталь 9ХС, которая применяется для фрез, разверток и заменяет вольфрамистые стали В1 и В2 для сверл. По данным завода «Фрезер», для сверл при одинаковых условиях работы и одинаковой стойкости сталь В1 обеспечивает скорость резания 12 м!мин, а сталь 9ХС — 14 м!мин. При отпуске до 150° сталь 9ХС сохраняет твердость HRC 62—64, а при отпуске до 200° —
HRC 60—62.
Наличие кремния в твердом растворе в стали 9ХС способствует устойчивости ее карбидов, обеспечивает ее хорошую прокаливаемость и дает малую деформацию при закалке, поэтому она и получила широкое распространение.
Наличие в стали и кремния устойчивость в ней; диаграмма изотермического превращения аустенита (фиг. 228, б) в ней обнаруживает сдвиг вправо кривой начала превращения аустенита, что облегчает применение к ней ступенчатой закалки, уменьшающей коробление инструмента.
Однако сталь 9ХС имеет и некоторые недостатки: склонность к обезуглероживанию; худшую шлифуемость, чем у хромистой стали; большую твердость и худшую обрабатываемость в отожженном состоянии по сравнению с простой углеродистой сталью.
Наиболее совершенным методом термической обработки инструмента из стали 9ХС является нагрев ее в соляных электродных ваннах и ступенчатая закалка в расплавленной смеси едкого натра с едким калием. Этот процесс осуществляется при помощи автоматической поточной линии, обеспечивающей комплексную механизацию закалки и увеличение производительности в 10 раз. Например, инструменты из стали 9ХС, подвешенные на конвейере, вначале подогреваются газом (фиг. 229) в течение 2 мин. до 400°, затем нагреваются в электродной ванне из расплавленной соли (100%) NaCl в течение 3 мин. до закалочной температуры 870°. Нагретые инструменты передаются для ступенчатой закалки в ванну из расплавленных щелочей, нагретых при 200°, где они выдерживаются 5,5 мин. Для этого применяется эвтектическая смесь из 25% NaOH и 75% КОН и 75% КОН с добавкой 4% Н2О, имеющая температуру плавления 145°.
Фиг. 229. Схема ступенчатой закалки стали 9ХС.
Легированная инструментальная сталь
351
Фиг. 230. Диаграмма изотермического аустенита для стали ХВГ, нагрев 790°.
Время выдержки при нагреве определяется размерами сечения инструмента.
Для очистки от приставших солей инструменты после ступенчатой закалки подстуживаются на воздухе до 80°, промываются в горячей воде и пассивируются с целью повышения коррозионной стойкости в водном растворе, содержащем 2% NaNO2 и 0,5% Na2CO3.
Закаленный в автоматической поточной линии инструмент подвергается обычному отпуску в шахтной электропечи с вентилятором; температура отпуска 180— 200°, продолжительность 2 часа.
Среди марок инструментальной легированной стали большое значение имеет группа сталей, для которых характерна малая деформация при закалке. Не подвергаемый шлифованию после термической обработки инструмент, от которого требуются очень точные размеры, изготовляется из хромомарганцевольфрамовой стали ХВГ (к таким инструментам, например, относятся длинные развертки, метчики, протяжки, многие обрезные штампы, дыропробивные пуансоны, инструмент для накатки резьбы, калибры, измерительный инструмент).
На диаграмме изотермического превращения аустенита мало-деформирующейся стали, содержащей 0,85% С, I,Ю?7о Мп, 0,50% Сг и 0,44% W (фиг. 230), после нагрева до 790° обнаруживается значительный сдвиг вправо кривых начала превращения по сравнению с кривыми простой углеродистой стали. Это позволяет производить закалку малодеформирующейся стали в масле и получать хорошую прокаливаемость. Наименьшее время до начала превращения составляет у малодеформирующейся стали около 10 сек., тогда как у простой углеродистой стали оно равно лишь 1 сек., что дает возможность производить ступенчатую закалку этой стали с большими сечениями, чем углеродистой.
Изменение объема стали ХВГ при закалке вызывается структурными превращениями, так как мартенсит, содержащий около I % С, занимает больший объем (примерно на 1%), чем исходный перлит.
352
Инструментальная сталь
Для устранения увеличения объема и вызываемой им деформации при закалке инструмента необходимо, чтобы при его исходной (до закалки) перлитной структуре структура после закалки состояла не только из одного мартенсита, имеющего больший удельный объем, чем перлит, но и из остаточного аустенита, имеющего меньший удельный объем. Сохранение при закалке некоторого количества остаточного аустенита компенсирует увеличение объема стали ХВГ, закаливающейся в масле. Величина деформации при закалке зависит от химического состава стали, но она может быть уменьшена еще пред
варительной термической обработкой — закалкой в масле и высоким отпуском при 700°. Такая термическая обработка уменьшает деформацию при окончательной закалке с низким отпуском.
Уменьшение деформации инструмента достигается также повышением температуры закалки до 880°(увеличивается устойчивость аустенита), а также ступенчатой закалкой.
Сталь Х6ВФ применяется для накатных плашек, роликов, для деревообрабатывающего инструмента и ручных ножовочных полотен. После
ав	б)
Фиг. 231. Структура стали Х12Ф1 (Х750):
а — после ковки и отжига; б — после закалки и отпуска.
термической обработки она отличается высокой прочностью и износостойкостью, но режущие свойства сохраняет при нагреве во время работы только до температуры не выше 300—400°.
Высокоуглеродистая высокохромистая сталь Х12Ф1 (табл. 30) отличается очень высокой твердостью, исключительной износостойкостью, хорошей прокаливаемостью и малой деформируемостью при закалке. Из стали Х12Ф1 изготовляют фрезы, протяжки, плашки, штампы для горячей и холодной штамповки, фильеры для волочения проволоки, калибры, шаблоны, кольца.
Твердость и износостойкость стали Х12Ф1 объясняется наличием в ее структуре большого количества карбидов (фиг. 231, а), которые сохраняются после закалки (фиг. 231, б). Эти карбиды являются карбидами хрома Сг7С3 и содержат в твердом растворе железо и ванадий (Сг, Fe, V)7C3. Эти сложные карбиды с трудом выделяются из твердого раствора при отпуске и сохраняют дисперсность лучше, чем легированный цементит. Мартенситная точка Мн указанных сталей лежит около 220°, а точка Мк находится ниже 0°
Легированная инструментальная сталь
353
(при закалке от 1000°). Применяя обработку холодом, можно добиться в сталях Х12 и Х12Ф1 превращения значительного количества остаточного аустенита и, следовательно, облегчить их отпуск, который, между прочим, сопровождается явлением вторичной твердости, подобной вторичной твердости быстрорежущей стали. Диаграммы изотермического превращения аустенита высокохромистых сталей (фиг. 232) указывают на его очень большую устойчивость.
Сталь для чистовой обработки после закалки и отпуска должна быть очень твердой и давать чистую, хорошую поверхность у изготовляемых деталей; этим условиям отвечает, например, высокоуглеродистая заэвтектоидная сталь Х05, которая после закалки, обработки холодом и отпуска при 100—120° имеет твердость И RC 65—67. Сталь Х05 применяется также для бритв.
Стали для холодных штампов. Небольшие вытяжные штампы для холодной штамповки тонких листов делают из углеродистой инструментальной стали У10, У10А или У12, У12А, которая после закалки и отпуска готовых штампов обеспечивает на их поверхности твердость HRC 58—60. Для более сложных по форме и крупных холодных штампов, требующих более хорошей прокаливаемости и меньшей деформации при закалке, назначается легированная сталь X, 9ХС, ХГ и ХВГ с твердостью после термической обработки HRC 56—60.
Для штампов с самой высокой износостойкостью применяется высокоуглеродистая высокохромистая карбидная сталь Х12Ф1, которая мало деформируется при закалке. Очень высокую твердость и износостойкость холодных штампов обеспечивает графитизированная сталь, которая может заменять сталь Х12Ф1. Состав графитизированной стали ЭИ336: 1,4% С; 1,2% Si; 0,2% Ti; 0,4% Мп; не более 0,08% Сг; не более 0,2% Ni. Высокое содержание в ней углерода и кремния позволяет осуществить частичную графитизацию цементита структуры путем закалки при 950° в воде или в масле и выдержки в течение 5—15 час. при 700°. После этого структура стали (фиг. 233, а) будет состоять из зернистого перлита и графита. Окончательная термическая обработка стали ЭИ336 (закалка при 860° в воде или масле и отпуск при 150—200°) создает у нее высокую твердость и очень высокую износостойкость.
Для холодных штампов с тонкой рабочей кромкой, работающих с ударами, применяется легированная сталь со средним содержанием углерода, например 6ХС и 5ХНВС.
В некоторых случаях для увеличения стойкости штампов их наплавляют твердыми сплавами.
Стали для горячих штампов. Сталь для молотовых штампов, особенно крупных, у которых внутренняя полость, деформирующая металл, окончательно нарезается после термической обработки, должна отличаться хорошей прокаливаемостью. Поэтому для них применяются легированные стали со средним содержанием углерода, 23 Болховитинов Н Ф. 302
354
Инструментальная сталь
Фиг. 232. Диаграммы изотермического превращения аустенита стали: а — Х12Ф1. нагрев 980*: б — 5ХНВС. нагрев 850* (по А. А. Попову).
Легированная инструментальная сталь
355
с хорошей прокаливаемостью, в частности 5ХНВС, 5ХНТ, 5ХНС и 5ХНВ. Состав стали 5ХНВС приведен в табл. 31.
Для изготовления горячих штампов применяют также стали 5ХНМ, 35ХГС, 4Х8В2, 6ХС и 7X3.
Диаграмма изотермического превращения аустенита стали 5ХНВС (см. фиг. 232, б) обнаруживает сильный сдвиг вправо кривой начала превращения аустенита, что позволяет производить ее изотермическую закалку даже в крупных заготовках («кубиках»).
Фиг. 233. Структура штамповой стали (Х500): а — графитизированной стали: б — сталей марки 5ХНВС.
После закалки и высокого отпуска кубик из стали 5ХНВС получает сорбитную структуру (фиг. 233, б) с твердостью около НВ 350 с удовлетворительной обрабатываемостью и достаточной ударной вязкостью.
Для высадочн о-п рессовых штампов, например для ковочных машин, при наиболее тяжелых условиях работы применяется сталь ЗХ2В8 (см. табл. 31), которая после закалки и высокого отпуска получает твердость НВ 300 и сохраняет ее до 650°.
Таблица 3
Стали для горячих штампов (по ГОСТ 5950-51)
Марка стали	Химический состав в %					
	С	Сг	Ni	Si	Мп	W
5ХНВС	0,50—0,60	1,3 —1,6	0,8—1,2	0,6 —0,9	0,3—0,6	0,4—0,6
ЗХ2В8	0,30—0.40	2,2 —2,7	0,3	0,35	0,2—0,4	7,5-9,0 и 0,2-0,5
4ХС	0,35—0,45	1,30—1,60		1,20—1,60	0,40	—
23*
356
Инструментальная сталь
Для высадочно-прессовых штампов большое распространение получила сталь 4ХС с высокой сопротивляемостью тепловой усталости, но с меньшей красностойкостью, чем сталь ЗХ2В8; она чувствительна к отпускной хрупкости при 300—370°. Закалка стали 4ХС и отпуск при 600° обеспечивают у нее достаточную ударную вязкость ak = 2,02,5 кГм/см2 при твердости HRC 45—50.
Для небольших горячих штампов применяется сталь У7, У7А, реже У8, У8А, У9, У9А.
Стали для измерительного инструмента. Для измерительного инструмента часто применяются легированные стали ХГ, X и др. или простая низкоуглеродистая сталь 20, подвергаемая цементации, или сталь 35ХМЮА, подвергаемая азотированию. Для стабилизации размеров измерительного инструмента его после шлифования подвергают старению.
При сочетании обычного старения измерительного инструмента с обработкой холодом время старения значительно сокращается.
4.	БЫСТРОРЕЖУЩАЯ СТАЛЬ
Быстрорежущей называется сталь, которая после термической обработки сохраняет структуру высоколегированного, отпущенного мартенсита с карбидами, а следовательно, и высокую твердость, износостойкость и режущие свойства при высоких скоростях резания, когда режущая кромка инструмента продолжительное время нагревается до 560°. Способность стали устойчиво сохранять твердость в нагретом состоянии называется красностойкостью.
При изготовлении режущего инструмента из углеродистой инструментальной стали, например из У10 или У10А, после закалки и отпуска при 150° у нее получается структура отпущенного мартенсита с мелкими частицами цементита, сохраняющая высокую твердость при последующем нагреве только до 150°. Поэтому при работе инструментом, изготовленным из такой стали, нельзя допускать нагрева его режущей кромки выше 150°, что ограничивает скорость резания.
F ежущая кромка инструмента из термически обработанной быстрорежущей стали во время работы может нагреваться до 560° без изменения структуры и свойств, поэтому для такого резца можно увеличить скорость в 8—10 раз по сравнению с инструментом из стали У10 или У10А.
Получение быстрорежущей стали в 1900 г. произвело переворот в машиностроении. Резко поднялась производительность механической обработки, появились новые мощные и быстроходные станки и автоматы. Быстрорежущая сталь и метод ее закалки известны 60 лет, причем за это время ее состав подвергался лишь сравнительно незначительным изменениям.
Состав и назначение быстрорежущей стали. Химический состав важнейших марок быстрорежущей стали по ГОСТ 9373-60 приведен в табл. 32.
Быстрорежущая сталь
357
Быстрорежущие стали (по ГОСТ 9373-60)
Таблица 32
Марка стали	Химический состав в %			
	С	W	v	Сг
Р18		 Р9 	 Р18Ф2	 Р14Ф4	 Р10К5Ф5		0,7 —0,8 0,85—0,95 0,85—0,95 1,2 —1,3 1,45—1,55	17,5—19,0 8,5—10,0 17,5—19,0 13 —14,5 10,0—11,5	1,0—1,4 2,0—2,6 1,8—2,4 3,4—4,1 4,3—5,5	3,8—4,4 3,8—4,4 3,8—4,4 4,0—4,6 4,0—4,6 , 5—6 Со
Наиболее распространенными марками быстрорежущей стали являются Р18 и Р9, применяемые для обработки мягких и средней твердости материалов; при этом сталь Р9 применяется для инструментов, нетрудоемких при шлифовке.
Сталь Р18Ф2 отличается повышенной стойкостью при удовлетворительной шлифуемости, а стали Р14Ф4 и Р10К5Ф5 применяются для обработки нержавеющих и жаропрочных сплавов и твердых материалов.
Влияние элементов и структура. Вольфрам обеспечивает красностойкость быстрорежущей стали. Хром способствует большей прокаливаемости быстрорежущей стали. Ванадий в нормальном количестве способствует стойкости карбидов и повышает производительность режущего инструмента, однако, повышение содержания ванадия требует увеличения содержания углерода; избыток ванадия ухудшает шлифуемость быстрорежущей стали.
Сложные карбиды вольфрама, хрома и ванадия в быстрорежущей стали с большим трудом растворяются в аустените. Вольфрам вследствие высокого атомного объема, а ванадий из-за большого химического сродства с углеродом при отпуске не перемещаются в решетке железа, и вследствие этого твердость остается устойчиво высокой даже при значительно повышенных температурах (до 560°).
Кобальт присутствует в твердом растворе и не оказывает влияния на карбиды быстрорежущей стали; при содержании более 5% Со он повышает ее твердость, красностойкость и режущие свойства, но увеличивает ее хрупкость и способствует обезуглероживанию.
Литая быстрорежущая сталь имеет в структуре карбиды, главным образом в составе эвтектики (фиг. 234, а; х750), которая в результате прокатки и ковки разрушается и дает отдельные карбиды в виде зерен разной величины. Структура кованой и отожженной быстрорежущей стали (фиг. 234, б; Х750) состоит из сорбитообразного перлита и частиц двойного карбида (Fe2W2) С. Из них крупные частицы, выделившиеся из жидкого сплава, называются первичными, а более мелкие, выделившиеся из аустенита, — вторичными: в свою очередь, сорбитообразный перлит состоит из
358
Инструментальная сталь
ферритной основы и мельчайших частичек того же карбида, называемых эвтектоидными. Хром и ванадий в быстрорежущей стали находятся в твердом растворе в двойном карбиде (Fe2W2) С или в феррите.
Пороком структуры быстрорежущей стали является карбидная полосчатость (фиг. 234, в; X 100), которая сильно понижает прочность режущего инструмента при нагружении вдоль хрупких полос карбида, что неизбежно при его сложной конфигурации, например у фрез.
Карбидная полосчатость встречается и у других сталей ледебуритного класса, например у стали Х12Ф1.
Первичных и вторичных карбидов содержится в стали Р18 примерно 25%, а в стали Р9 — примерно 15%.
При нагреве под закалку карбиды растворяются в аустените, увеличивают его легированность, но так как общее количество карбидов, содержащееся в быстрорежущей стали, превышает предельное, которое может раствориться в аустените, то некоторое количество первичных и вторичных карбидов остается в структуре, увеличивает износостойкость режущей кромки и препятствует росту аустенитного зерна, создавая у него природную мелкозернистость. Поэтому закаленная быстрорежущая сталь характеризуется мелким фарфоровидным изломом. Большее количество первичных и вторичных карбидов в структуре стали Р18 является ее преимуществом перед сталью Р9.
Термическая обработка быстрорежущей стали. Высокие режущие свойства быстрорежущая сталь получает только после соответствующей термической обработки. При назначении режима термической обработки необходимо руководствоваться диаграммами изотерми-
Быстрорежущая сталь
359
ческого превращения аустенита. На фиг. 235 дана диаграмма для стали марки Р9, содержащей 0,9% С; 9,1% W; 3,5% Сг; 2,3% V.
Быстрорежущая сталь Р9 имеет две области температур быстрого превращения;
1) перлитную (в пределах 700—800°), где при достаточном времени изотермической выдержки превращение аустенита может пол-
ностью завершиться;
2) промежуточную (в пределах примерно 250—350°), в которой хотя превращение аустенита начинается рано, но протекает медленно и останавливается при содержании аустенита около 60%.
В области температур 370—600° аустенит быстрорежущей стали Р9 очень устойчив.
Ниже верхней мартенситной точки Мн лежит область бездиффузионного мартенситного превращения.
Положение точек Мн и Мк, т. е. начала и конца мартенситного превращения, находится в зависимости от температуры нагрева для закалки быстрорежущей стали: чем выше температура закалки,
тем легированнее аустенит
быстрорежущей стали и тем <*>иг- 235- ДиагРамма изотермического пре-
r r J	..	вращения аустенита стали Р9.
ниже положение точек Мн	н
и Мк.
После прокатки или ковки быстрорежущую сталь подвергают изотермическому отжигу (фиг. 236), чтобы понизить ее твердость и облегчить механическую обработку. После нагрева несколько выше нижней критической точки Асг (880°) с соответствующей выдержкой производится охлаждение до температуры наиболее быстрого перлитного превращения (740°) с выдержкой при этой температуре до полного превращения аустенита в сорбитообразный
перлит.
После отжига структура быстрорежущей стали должна состоять из сорбитообразного перлита с включением большого количества карбидов. Твердость отожженной быстрорежущей стали не должна превышать НВ 255.
На фиг. 236 дана схема технологического процесса закалки и отпуска быстрорежущей стали марки Р18,
360
Инструментальная сталь
При закалке быстрорежущей стали нагрев ее до 850° из-за плохой теплопроводности должен быть очень медленным, чтобы избежать термических напряжений и образования трещин.
Нагрев с 850 до 1280° (Р18), когда сталь уже находится в пластичном состоянии (аустенит + карбиды), наоборот, должен быть очень быстрым, чтобы предотвратить обезуглероживание поверхности инструмента и рост зерна аустенита. Высокая температура при закалке стали Р18 1260—1280° (для стали Р9 — 1240—1250°) требуется для растворения большого количества карбидов в аусте-
Фиг. 236. Схема изотермического отжига, закалки и отпуска быстрорежущей стали Р18.
ните. Более высокая температура нагрева может привести к образованию карбидной эвтектики (ледебурита) на режущей кромке (начало оплавления режущей кромки). Несколько меньшая температура применяется для нагрева фасонного инструмента, чтобы предохранить его от возможности оплавления режущей кромки.
После нагрева до температуры закалки инструмент обычно закаливают в масле. Для сложного режущего инструмента широко применяют ступенчатую закалку в расплавленных солях при температуре 500—550° как операцию, уменьшающую напряжения и деформацию. Закалка на воздухе нежелательна.
В результате закалки быстрорежущей стали Р18 получается структура, состоящая из первичного мартенсита, остаточного аустенита (до 30%) и сложных карбидов (до 16%) (фиг. 237, а) при твердости HRC 63.
Отпуск быстрорежущей стали производится при 560°. В процессе выдержки при указанной температуре происходит выделение из аустенита мельчайших дисперсных карбидов: это приводит к понижению легированности аустенита, что повышает температуру начала и конца мартенситного превращения Мн и Мк и обеспечивает возможность превращения остаточного аустенита в мартенсит при последующем охлаждении.
Быстрорежущая сталь
361
Мартенсит, полученный из остаточного аустенита при отпуске, называется вторичным, он-то и обеспечивает высокую красностой-
Фиг. 237. Изменение структуры быстрорежущей стали после термической обработки (Х750).
Вторичное мартенситное превращение начинается при охлаждении после отпуска примерно при 200° (см. утолщенный участок внизу кривых на фиг. 236). В результате получается структура, состоящая из вторичного мартенсита, образовавшегося при отпуске, продуктов превращения первичного мартенсита и карбидов (фиг. 237, б), причем твердость достигает НRC 65—61.
Один отпуск не всегда обеспечивает перевод всего остаточного аустенита во вторичный мартенсит. Поэтому для получения наилучших режущих свойств, как правило, применяется многократный отпуск — обычно два-три отпуска по одному часу (фиг. 236).
362
Инструментальная сталь
Фиг. 238. Нафталиновый излом в бы строрежущей стали.
При слишком высокой температуре отпуска (выше 560°) твердость быстрорежущей стали понижается, а структура получается троо-ститной. При этом на темном фоне троостита отпуска резко выделяются светлые карбиды (фиг. 237, в). При слишком низкой температуре отпуска быстрорежущей стали в ее структуре еще нет достаточного количества вторичного мартенсита, а это говорит о наличии остаточного аустенита. Его легко обнаружить магнитными методами испытаний.
Применение непосредственно после закалки быстрорежущей стали обработки холодом при температуре —80°, при которой значительная часть остаточного аустенита переходит в мартенсит, позволяет ограничиться одним отпуском при 560°.
В случае перегрева стали Р18 при закалке в ее структуре образуется карбидная эвтектика (фиг. 237, г), приводящая к большой хрупкости.
Дефектом неправильной термической обработки быстрорежущей стали является чрезвычайно крупнозернистый так называемый нафталиновый излом (фиг. 238); он
появляется обычно после повторной закалки без предварительного отжига. По исследованиям В. Д. Садовского и др., при образовании аустенитной структуры объемные изменения вызывают ее пластическую деформацию и наклеп. Последующая рекристаллизация, происходящая при очень высокой температуре и связанная с состоянием карбидных частичек, может сопровождаться гигантским ростом зерна и образованием нафталинового излома. Увеличение скорости нагрева при перекалке позволяет избежать разрастания зерна. Вообще нафталиновый излом устранить трудно, например, для его устранения необходимо шестикратное повторение операции отпуска при 760° и изотермического отжига.
Для предупреждения обезуглероживания поверхности инструмента из быстрорежущей стали, особенно метчиков и плашек, их нагрев производится в электродных соляных ваннах (из хлористого бария), раскисляемых ферросилицием. При отсутствии таких ванн инструмент с целью предохранения его от обезуглероживания погружают в кипящий насыщенный раствор буры и затем просушивают при 40—50°.
При медленном нагреве под закалку до 800° слой буры плавится и защищает поверхность стали от обезуглероживания при дальнейшем высоком нагреве.
Быстрорежущая сталь
363
В условиях массового производства термическая обработка инструмента из быстрорежущей стали осуществляется (например, на заводе «Фрезер») на автоматической поточной линии. Например, инструменты из быстрорежущей стали Р9, подвешенные на конвейере, сначала подогреваются газом (фиг. 239) в течение 2,5 мин. до 400° и затем поступают на подогрев в электродную соляную ванну состава 75% NaCl и 25% ВаС12, где нагреваются в течение 2 мин.
Фиг. 239. Схема закалки и многократного отпуска быстрорежущей стали Р9 (по Н. С. Федотенко).
до 800°. Для окончательного высокотемпературного нагрева инструменты по конвейеру попадают в электродную соляную ванну, содержащую 100% ВаС12. В ванне инструменты нагреваются в течение 2 мин. до 1240° и поступают на закалку в соляную ванну, содержащую 100% NaOH, в которой выдерживаются в течение 5,5 мин. при 500°.
Для очистки от прочной корки приставших к поверхности солей инструменты дополнительно охлаждаются в щелочном расплаве из 25% NaOH и 75% КОН при 200°, подстуживаются на воздухе, промываются в горячей воде и пассивируются для повышения коррозионной стойкости.
Закаленный инструмент в обычном порядке подвергается трехкратному отпуску по одному часу при 560°.
Инструменты из быстрорежущей стали Р18 обычной производительности отличаются высокой производительностью при тяжелых режимах резания, например при снятии крупной стружки с большими скоростями резания на сталях с твердостью НВ 250 и выше.
364
Инструментальная сталь
Однако недостатком этой стали является высокое содержание в ней
ценного вольфрама. Кроме того, слишком большое количество карбидной эвтектики часто вызывает строчечное расположение карбидов в ее структуре, в особенности в заготовках крупного сечения. Пониженное содержание вольфрама в быстрорежущей стали Р9
уменьшает карбидную ликвацию и улучшает условия прокатки
Фиг. 240. Структура стали РФ1 после низкотемпературного цианирования (X 1000).
и ковки этой стали по сравнению со сталью Р18.
Инструменты из быстрорежущей кобальтовой стали повышенной производительности Р10К5Ф5 рекомендуется применять для обдирочной обработки жаропрочных и высокопрочных легированных сталей и сплавов, сохраняющих твердость при нагреве. Однако кобальтовые стали отличаются пониженной прочностью и малопригодны для инструментов с тонким режущим лезвием.
Инструменты из быстрорежущей вы-сокованадиевой стали повышенной производительности Р18Ф2, Р14Ф4 несколько прочнее, могут изготовляться с тонким режущим лезвием и пригодны для чистовых и полуобдирочных работ, но хуже шлифуются.
Крупный режущий инструмент из быстрорежущей стали очень часто в целях экономии быстрорежущей стали делают наварным (резцы, сверла, фрезы), приваривая пластинки быстроре
жущей стали в качестве режущих элементов к державке из высокоуглеродистой стали. Последующая термическая обработка такого инструмента ведется по режиму термической обработки для быстрорежущей стали.
Низкотемпературное цианирование быстрорежущей стали. Для повышения режущих свойств инструмента из быстрорежущей стали
его иногда подвергают низкотемпературному цианированию после отпуска, шлифования и заточки.
Для жидкого низкотемпературного цианирования чаще применяется смесь из 50% NaCN и 50% KCN с температурой пла-
вления 480°.
Температура цианирования должна быть равна температуре отпуска, продолжительность цианирования 10—30 мин. с последующим охлаждением на воздухе. Соль, приставшую к поверхности инструмента, смывают горячей водой или раствором соды. После цианирования микроструктура поверхности быстрорежущей стали (фиг. 240) обнаруживает характерное потемнение. В последнее время
Быстрорежущая сталь
365
начали применять низкотемпературное газовое цианирование инструмента из быстрорежущей стали.
Низкотемпературному цианированию, жидкостному или газовому, подвергается режущий инструмент при 550°, а так как поверхностный упрочненный азотом слой при этом достигает всего 0,04 мм, данная операция может проводиться только после окончательной заточки режущего инструмента. Низкотемпературное цианирование позволяет получить твердость на поверхности до HRC 68.
ЛИТЕРАТУРА
Автоматические агрегаты для светлой закалки инструмента, ЦБТИ, 1955.
Волков С. С. и др., Светлая закалка стали в расплавленных щелочных средах, Оборонгиз. 1952.
ВНИИ. Исследование структуры инструментальных сталей, Сборник, Машгиз, 1954.
ВНИИ, Свойства и термическая обработка инструментальных сталей, Сборник, Машгиз, 1954.
ВНИИ, Технология изготовления металлорежущих инструментов, Сборник, Машгиз, 1960.
Геллер Ю. А., Инструментальные стали, Металлургиздат, 1955.
Гудремон Э.. Специальные стали, т. 1 и 11, Металлургиздат, 1953 и 1960.
Инструментальные стали, Справочник, Машгиз. 1960.
Костенко Д. И., Термическая усталость стали для горячих штампов, филиал ВИНИТИ, 1957.
Чириков В, Т., Цианирование режущего инструмента, Машгиз, 1946.
ГЛАВА XV
СТАЛИ И СПЛАВЫ С ОСОБЫМИ ФИЗИЧЕСКИМИ И ХИМИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ
Развитие мощных энергетических установок, работающих с высоким к. п. д. благодаря применению высоких температур и давлений, паровых котлов, паровых и газовых турбин, появление реактивных двигателей, а также требования ядерной промышленности, электро- и радиотехники, приборостроения, нефтяной и химической промышленности и т. д. вызвали бурный рост производства сталей и сплавов с особыми физическими и химическими свойствами.
В зависимости от назначения стали и сплавы с особыми физическими и химическими свойствами можно разделить на следующие пять групп;
1)	нержавеющие стали с высоким сопротивлением коррозии и действию кислот;
2)	стали и сплавы для работы при высоких температурах;
3)	стали и сплавы с высоким электросопротивлением;
4)	стали с особым тепловым расширением;
5)	магнитные стали и сплавы.
1. НЕРЖАВЕЮЩАЯ СТАЛЬ
Сталь с высоким сопротивлением коррозии, т. е. по отношению к химическому или электрохимическому разрушению металла вследствие взаимодействия с внешней средой, называется нержавеющей.
Высокое сопротивление коррозии нержавеющей стали объясняется очень большим содержанием в ней хрома. Окислы хрома (FeCr)2O3 создают на ее полированной поверхности очень тонкую, но достаточно прочную и непроницаемую благодаря структурному соответствию с основным металлом защитную пленку.
Все, что нарушает целостность этой защитной пленки, снижает коррозионную стойкость нержавеющей стали (например, окалина, царапины и риски после механической обработки, неметаллические включения).
В основном нержавеющие стали разделяются на два типа: мартенситные (хромистые) и аустенитные (хромоникелевые или хромо-марганцовые). Состав важнейших марок коррозионностойких (нержавеющих) сталей по ГОСТ 5632-60 приведен в табл. 33.
Нержавеющая сталь
367
Таблица 33
Коррозионностойкие (нержавеющие) стали (по ГОСТ 5632-60)
Класс стали	Марка стали	Химический состав в %			
		С	Сг	NI	Ti
Мартенси-то-феррит-ный Мартенситный Аустенитный	1X13 2X13 3X13 4X13 Х18Н9 Х18Н9Т Х14Г14НЗТ ОХ23Н282Т	0,09— —0,15 0,16— —0,24 0,25— —0,34 0,35— —0,44 <0,12 <0,12 <0,1 <0,06	12,0—14,0 12,0—14,0 12,0—14,0 12,0—14,0 17,0—19,0 17,0—19,0 13,0—15,0 и 13,0— —15,0 Мп 22,0—25,0	9,0—11,0 11,0—13,0 2,5—3,5 26,0—29,0	(С-0,2).5 (С—0,2) X X 5—0,60 0,4—0,7 Ti; 1,8—2.5 Мо
Хромистые нержавеющие стали. По назначению эти стали разделяются на конструкционные и инструментальные.
Конструкционные хромистые низкоуглеродистые стали 1X13 и 2X13 должны содержать не менее 12% Сг. Диаграмма изотермического превращения их аустенита показывает очень большую устойчивость последнего (фиг. 241).
Термическая обработка деталей из сталей 1X13 и 2X13 заключается в закалке их при 1050° в масле и отпуске при 600—700° с целью получения сорбитной структуры.
Стали 1X13 и 2X13 отличаются хорошей ковкостью и вязкостью, из них изготовляются турбинные лопатки, арматура для крекинг-установок, детали холодильного оборудования и т. д. Сталь 2X13, а иногда и сталь 3X13 применяются для деталей, работающих при высоких напряжениях.
Инструментальные хромистые нержавеющие стали 3X13 и 4X13 применяются для ножей, хирургического инструмента, пружин и т. п. Режущий инструмент из этих сталей закаливается при 1050° в масле и отпускается при 200—280° до HRC 48—56. Микроструктура стали после термической обработки (фиг. 242, а) состоит из отпущенного мартенсита с незначительным количеством карбидов. Сталь с такой структурой принадлежит к мартенситному классу и хорошо сопротивляется коррозии.
Низкая теплопроводность сталей с высоким содержанием хрома требует осторожного постепенного нагрева их и ступенчатой закалки.
368 Стали и сплавы с особыми физическими и химическими свойствами
Фиг. 241. Диаграмма изотермического превращения аустенита нержавеющей стали 2X13.
Фиг. 242. Структура нержавеющей стали (Х500): а — 3X13; б — Х18Н9Т.
Нержавеющая сталь
369
Высокоуглеродистая хромистая сталь X18 с 1% С и 18% Сг применяется для шариковых подшипников, работающих в коррозионной среде (морская и речная вода, растворы кислот и солей и т. д.), а также для хирургического инструмента и ножей, требующих высокой твердости.
Закалку стали X18 производят при 1050° в масле с последующим отпуском при 150° до твердости НRC 56—59.
Благодаря повышенной температуре закалки и высокому содержанию углерода и хрома в ее структуре сохраняется около 25% остаточного аустенита, который последующим низкотемпературным отпуском практически не устраняется. Поэтому рекомендуется закаленный инструмент из стали Х18 перед отпуском подвергать обработке холодом, которая устраняет часть остаточного аустенита и повышает твердость до Н RC 59—61.
Хромоникелевая нержавеющая кислотостойкая сталь. Состав распространенных в технике хромоникелевых, аустенитных, нержавеющих кислотостойких сталей по ГОСТ 5632-60 приведен в табл. 33. Добавка свыше 8% Ni в сталь, содержащую около 18% Сг, позволяет получить у сталей Х18Н9 и Х18Н9Т после закалки с 1150° в воде аустенитную структуру. Высокая температура нагрева при закалке необходима для растворения карбидов и получения однородного аустенита (фиг. 242, б); она создает у стали повышенную в сравнении с хромистой нержавеющей сталью коррозионную стойкость, вязкость и прочность при повышенных температурах.
Аустенитные хромоникелевые нержавеющие стали Х18Н9 и Х18Н9Т хорошо поддаются холодной прокатке, штамповке и волочению и могут быть получены в виде тонких листов, ленты, проволоки и всевозможных фасонных профилей. Эти стали хорошо свариваются.
Аустенитные хромоникелевые нержавеющие стали устойчивы в отношении азотной кислоты, в серной кислоте они устойчивы только на холоду, а в соляной — на холоду и в малых концентрациях. Они вполне устойчивы в пресной и морской воде, перегретом и насыщенном паре, органических кислотах, растворах щелочей и хлористых и сернокислых солей. Поэтому из сталей Х18Н9 и Х18Н9Т изготовляют различную аппаратуру для химической, нефтяной и пищевой промышленности, их применяют в строительстве, авиации.
После закалки эти стали имеют невысокий предел текучести — около 25 кГ/мм2 при пределе прочности около 75 кГ/мм2, удлинении 60%, сужении 60% и твердости НВ 150. Поэтому для деталей, работающих при высоких напряжениях, следует применять указанные стали после холодной прокатки или волочения. Тогдз прочность их значительно повышается, и при обжатии 50% их предел прочности значительно превышает 100 кГ/мм2, а предел текучести достигает 75 кГ/мм2, но, конечно, при заметном понижении пластичности. Это весьма значительное повышение прочности является следствием наклепа, при котором большая часть аустенита превращается в мартенсит. Естественно, что наклеп несколько снижает их стойкость против коррозии, так как приводит к образованию двух фаз.
24 Болховитинов Н. Ф. 302
370 Стали и сплавы с особыми физическими и химическими свойствами
Содержание углерода в стали Х18Н9 должно быть меньше предела его растворимости в аустените этой стали при комнатной температуре, т. е. не более 0,05—0,06%. К сожалению, даже при наиболее совершенных методах производства сталь Х18Н9 содержит больше 0,06% С, иногда даже 0,10 и 0,20%. Такое количество углерода при нагреве выше 1000° растворяется в аустените и, сохраняясь в нем после закалки, пересыщает его. Последующие нагревы, например при сварке или при работе в условиях повышенных температур, ведут к выделению углерода из твердого раствора и обра-
Фиг 243. Межкристаллитная коррозия стали Х18Н9 (X 1000):
а — выделение карбидов по границам зерен: б — структура после коррозии.
зованию хромистых карбидов. Располагаясь по границам зерен аустенита (фиг. 243, а), карбиды обедняют его в этих местах хромом. Выделение карбидов происходит при 500—700°. У аустенитной нержавеющей стали карбиды вызывают склонность к межкристаллитной коррозии (фиг. 243, б), которая нарушает связь между зернами и делает сталь малопригодной к употреблению. Сталь Х18НТ с крупным действительным аустенитным зерном более подвержена межкристаллитной коррозии, поэтому излишний перегрев ее при закалке недопустим. При этом, чем измельченнее (дисперснее) карбиды, выделившиеся на границах зерен, тем сильнее межкристаллитная коррозия. Наибольшая глубина межкристаллитной коррозии получается при нагреве закаленной стали Х18Н9 до 600—700°; при более высоких температурах (800—850°), вызывающих коагуляцию и укрупнение карбидов на границах зерен, ее глубина меньше.
В настоящее время с межкристаллитной коррозией аустенитной хромоникелевой нержавеющей стали борются следующими методами:
Стали и сплавы для работы при высоких температурах
371
во-первых, снижением содержания углерода до 0,007% — сталь ОХ18Н9, но это требует применения низкоуглеродистого феррохрома и значительно удорожает производство;
во-вторых, присадкой активных карбидообразователей — титана и ниобия; титан следует прибавлять примерно в пятикратном по отношению к углероду количестве (С — 0,2)-5%; титан связывает углерод нержавеющей стали, не давая ему раствориться в аустените при закалке, и, таким образом, выделения хромистых карбидов по границам зерен не происходит.
Особый интерес представляет сталь Х18Н9Т, не обладающая склонностью к межкристаллитной коррозии. Ее применяют для деталей, предназначенных к сварке или работе при повышенных температурах.
В последнее время начали применять и аустенитно-мартенситные нержавеющие стали, например, хромомарганценикелевые, содержащие 0,08—1,10% С, 16—17, 5% Сг, 3,5—4,5% Ni, 7,0—9,0% Мп и 0,12—0,15% N, которые после закалки или нормализации имеют аустенитную структуру и пластичны.
После обработки холодом или холодной пластической деформации их аустенит частично превращается в мартенсит и они значительно упрочняются.
Дополнительное легирование этих сталей элементами, вызывающими старение, например медью, титаном и др., позволяет получить еще большее упрочнение.
ГОСТ 5632-60 предусматривает (табл. 33) сталь Х14Г14НЗТ — заменитель хромоникелевой нержавеющей стали — для химической аппаратуры, работающей в средах слабой агрессивности и для пищевой промышленности.
Сталь ОХ23Н28М2Т применяется для сред высокой агрессивности.
2. СТАЛИ И СПЛАВЫ ДЛЯ РАБОТЫ ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
Для работы при температурах до 300° применяются обычные конструкционные стали.
Температуры от 300 до 500° требуют применения теплоустойчивых сталей, сохраняющих при этих температурах свою прочность, износостойкость и сопротивляющихся газовой коррозии.
При температурах выше 500° применяются жаропрочные и жаростойкие сталии сплавы, называемые иногда общим термином жароупорные.
Жаропрочными называются стали или сплавы, сохраняющие достаточную прочность при высоких температурах.
Жаростойкими или окалиностойкими называются стали или сплавы, обладающие стойкостью против образования окалины (газовой коррозии) при высоких температурах в атмосфере воздуха, продуктов сгорания топлива и т. д.
24*
?72 Стали и сплавы с особыми физическими и химическими свойствами
Жаропрочные стали и сплавы обычно бывают и жаростойкими.
Основными критериями для оценки жаропрочности являются ползучесть, длительная прочность и релаксация, определяемые при долговременных испытаниях, а в некоторых случаях и механические свойства, определяемые при кратковременных испытаниях.
Ползучесть. Ползучестью называется способность металлов и сплавов длительно и непрерывно деформироваться под действием постоянной нагрузки (особенно при высоких температурах).
До сих пор еще нет единой общепризнанной теории ползучести, охватывающей все экспериментальные факты, так как это явление состоит из ряда накладывающихся друг на друга процессов, например пластической деформации и упрочнения вследствие
Первоначальная плоскость
скольжения „	»
Препятствие
. -Ь . . + 1-пЛ Новые плос-п -	1 X 1 1 х XXI 1 кости сколь-
Перооначальная плоскость *-£—	жения
скольжения „ gj	Препятствие
Фиг. 244. Преодоление препятствий при перемещении дислокаций.
наклепа, разупрочнения благодаря возврату первого рода, полигонизации, рекристаллизации, диффузионным процессам и фазовых превращений.
Большинство современных исследователей считает, что пластическая деформация при высоких температурах имеет дислокационный механизм и в основном слагается из трех основных процессов: сдвигов на плоскостях скольжения; диффузионных и самодиффузионных процессов; относительного перемещения и поворота зерен и блоков. Известны и другие процессы, происходящие при пластической деформации, но их роль при ползучести имеет относительно меньшее значений.
1.	Сдвиги на плоскостях скольжения происходят благодаря образованию и перемещению на них дислокаций, которым приходится преодолевать различные препятствия (фиг. 244, а). К числу таких препятствий относятся границы зерен и блоков, встречные (пересекаемые) дислокации, точечные дефекты, атомы примесей и их группы, а также мельчайшие частицы вторичных фаз и посторонних включений.
При высоких температурах происходит обтекание дислокации препятствий (фиг. 244, б) и образование новых плоскостей скольжения.
2.	Диффузионные или самодиффузионные процессы, необходимые для перемещения препятствий или обтекания дислокациями препятствий, требуют восхождения дисло
Стали и сплавы для роботы при высоких температурах 373
каций, т. е. перемещения их в направлениях, перпендикулярных к плоскостям скольжения, и образования блочной структуры. Для этого необходима диффузия препятствий и атомов примесей и само-диффузия вакансий и смещений.
Процесс восхождения дислокаций происходит гораздо труднее, чем их перемещение на плоскостях скольжения, поэтому от него главным образом и зависит скорость ползучести, особенно при температурах выше температур рекристаллизации. При этом дислокация, перемещающаяся в одном направлении, может поглощать вакансии или, наоборот, перемещаясь в другом направлении, отдавать их или поглощать атомы, смещенные в межузлия.
Опытами установлено, что энергия активации, необходимая для восхождения дислокаций, почти всегда равна энергии активации самодиффузии, поэтому здесь и требуется достаточно высокая температура.
3.	Относительное скольжение и поворот зерен и блоков протекают на их пограничных зонах и сопровождаются здесь сильной пластической деформацией; иногда такое скольжение вызывает трещины.
В заключение следует отметить, что в поликристаллических металлах процесс ползучести осложняется наличием границ между зернами и блоками, которые могут влиять на нее двояко. При недостаточно высокой температуре благодаря наличию на этих границах несовершенств решетки и примесей они препятствуют перемещению дислокаций. Наоборот, при более высокой температуре границы между зернами и блоками облегчают протекание диффузии и самодиффузии благодаря перемещению сосредоточенных на них вакансий. При этом чем больше угол между блоками или между зернами, тем эффективнее их действие.
В связи с этим крупнозернистые металлы и сплавы при более высокой температуре лучше сопротивляются ползучести, чем мелкозернистые; при менее высокой и комнатной температуре, наоборот, выгоднее мелкозернистые.
Подобным же образом можно объяснить разницу во влиянии легирующих элементов в стали при комнатной и высоких температурах. Например, атомы неметалла фосфора очень сильно искажают решетку стали и, сосредоточиваясь на границах зерен и блоков, благодаря своей неподвижности весьма эффективно тормозят перемещение дислокаций; атомы металла молибдена тормозят перемещение дислокаций и упрочняют сталь меньше.
При высоких же температурах атомы фосфора приобретают подвижность и уже не могут эффективно препятствовать перемещению и восхождению дислокаций. В то же время гораздо менее подвижные при высоких температурах атомы молибдена действуют по-другому: они препятствуют на границах зерен диффузии вакансий и смещений, тормозят перемещение и восхождение дислокаций, что упрочняет сталь и понижает у нее скорость ползучести.
374 Стали и сплавы с особыми физическими и химическими свойствами
Количественной характеристикой ползучести является ее предел ап, т. е. наибольшее напряжение, при котором деформация ползучести при заданной температуре получает через определенный промежуток времени весьма малые значения, определяемые техническими условиями, например удлинение в 1 % при 600° в течение 1000 час.
Длительная прочность. Длительной прочностью (о,,) называется сопротивление металлов и сплавов механическому разрушению под действием постоянной длительной нагрузки, т. е. при ползучести.
И. А. Одинг и В. С. Иванова объясняют механизм разрушения металлов при ползучести образованием и перемещением вакансий.
Имеющегося количества вакансий в металле недостаточно для массового образования трещин. Взаимодействие и перемещение дислокаций во время пластической деформации при ползучести вызывает возникновение вакансий.
Для уменьшения свободной энергии металла необходимо, чтобы вакансии перемещались в упруго-сжатые участки его решетки.
Образование трещин, т. е. разрушение металла как на границах зерен, так и внутри них, происходит благодаря собиранию вакансий в колонии или на поверхности микропор. В этих местах и начинается образование трещин, которые растут вследствие притока вакансий.
Количественной характеристикой длительной прочности является ее предел ао, т. е. наименьшее напряжение, вызывающее разрушение при заданных техническими условиями температуре и времени, например при 600° за 1000 час. В этом случае длительную прочность можно обозначить а1000.
Релаксация. Релаксацией называется самопроизвольное падение напряжений в образцах или деталях, например в болтах, работающих в условиях, исключающих изменение размеров в направлении действующей нагрузки. Релаксация вызывается переходом упругой деформации в пластическую.
Критерий релаксации, определяемый опытным путем, приобретает особо важное значение для расчетов на прочность.
Испытания на ползучесть, длительную прочность и релаксацию производятся на специальных установках, позволяющих автоматически с большой точностью в течение длительного времени поддерживать у образцов постоянную температуру.
Механические свойства металлов и сплавов при высоких температурах, определяемые при кратковременных испытаниях, применяются для оценки жаропрочности в ряде случаев: при недостаточной продолжительности работы изделий или при недостаточно высокой их температуре, когда ползучесть, имеющая практическое значение, не имеет места; когда изделия работают в условиях ползучести, но имеют место кратковременные их перегревы; при выяв
Стали и сплавы для работы при высоких температурах
375
лении пластических свойств металла при высоких температурах для горячей механической обработки.
Влияние состава стали или сплава на жаропрочность. Жаропрочность стали или сплава прежде всего определяется температурой плавления и атомными связями его основного компонента: чем они выше, тем выше его жаропрочность; например, наименьшая жаропрочность наблюдается у сплавов магния или сплавов алюминия, так как температура плавления, температура рекристаллизации и атомные связи как у магния, так и у алюминия низкие; у титановых сплавов жаропрочность несколько выше, у сталей она еще выше, у сплавов на основе молибдена благодаря его более высокой температуре плавлений и высоким атомным связям жаропрочность выше, чем у стали, и т. д. Температура рекристаллизации усталей с аустенитной основой выше, чем у сталей с ферритной основой, поэтому аустенитные стали разупрочняются при более высокой температуре, чем ферритные.
Многокомпонентное легирование и присутствие в твердом растворе сразу нескольких элементов, играющих различную роль при работе сплава при высоких температурах под нагрузкой, сильно повышают его жаропрочность.
Тугоплавкие элементы, вводимые в жаропрочный сплав, например, вольфрам, молибден и ниобий, подавляют диффузионные процессы, повышают температуру рекристаллизации и замедляют коагуляцию упрочняющих фаз.
В сплавах на никелехромовой основе добавки титана и алюминия увеличивают прочность межатомных связей и вызывают искажение кристаллической решетки, а присадка бора очень полезна для упрочнения границ зерен.
Для повышения жаропрочности сплавы подвергаются термической обработке, которая состоит из закалки при высоких температурах на твердый раствор (аустенит) и последующего старения.
В микроструктуре жаропрочного сплава после термической обработки упрочняющая фаза, состоящая из карбидов или интер-металлидов, присутствует как в виде раздробленных крупных частиц по границам зерен (фиг. 245, а), так и в виде равномерно рассеянных внутри зерен мельчайших частичек (фиг. 245, б).
Влияние состава стали или сплава на жаростойкость. Жаростойкость (окалиностойкость) стали или сплава зависит от непроницаемости и прочности пленки окислов, образующихся на их поверхности в процессе газовой коррозии при высоких температурах.
Хром образует на поверхности стали тонкую и прочную пленку окислов (FeCr)2O3, которая очень хорошо предохраняет ее от окисления. Наоборот, рыхлые, непрочные и проницаемые для кислорода пленки из FeO не могут защитить сталь от окисления. Чем выше температура, при которой работает деталь, тем больше хрома должно быть в стали; например, при температуре до 900° достаточно 10% Сг, а при температурах до 1100° требуется 20—25% Сг. Алюминий и кремний
376 Стали и сплавы с особыми физическими и химическими свойствами
создают прочные пленки окислов из А12О и SiO2, также предохраняют сталь от окисления; никель только в количестве больше 20% повышает жаростойкость стали в атмосферах, не содержащих сернистых газов.
Как ферритные, так и аустенитные стали при одинаковом содержании хрома, несмотря на их разную жаропрочность, имеют одинаковую жаростойкость, так как на последнюю структура стали влияния не оказывает.
5)
Фиг. 245. Структура жаропрочного сплава типа «нимоник»: а — Х500: б — X 18000 (А. В. Смирнова).
Классификация теплоустойчивых, жаропрочных и жаростойких сталей и сплавов. В табл. 34 приведена классификация этих сталей и сплавов по ГОСТ 5632-60.
По ГОСТ 5632-60 теплоустойчивые стали рекомендуются для применения: сталь 12ХМФ — для труб пароперегревателей и паровых котлов высокого давления, работающих длительное время при температурах до 540—560°, а сталь 25Х1МФ—для болтов и крепежа таких котлов; сталь 20ХЗМФ — для роторов, дисков и других деталей турбин.
Жаропрочная сталь мартенситного класса 4Х9С2 — сильхром — хорошо сопротивляется газовой коррозии и действию ударной нагрузки, предназначается для выхлопных клапанов двигателей и может длительно работать при температурах 600—650°.
Мартенситно-ферритная сталь Х12В2МФ применяется для роторов, дисков и лопаток паровых и газовых турбин, работающих длительное время при температурах 650—600°.
Стали и сплавы для работы при высоких температурах
377
Таблица 34
Стали и сплавы для работы при повышенных и высоких температурах (по ГОСТ 5632-60)
Класс стали	Марка стали или сплава	Химический состав в %				
		С	Сг	Ni	Fe	Прочие элементы
Перлитный	12ХМФ	0,12	0,5		Основа	0,3Mo; 0,22V
	25Х1МФ	0,25	1,6	—	»	О.ЗМо; 0,22V
	20ХЗМВФ	0,20	3			0,4W;0,45Mo; 0,7V
Мартенситный	4Х9С2	0,4	9	—	»	2,5 Si
Мартенсит-но-феррит-ный	Х12В2МФ	0,18	12	—	>	2 W; 0,75 Mo; 0,22 V
Ферритный	Х25Т	До 0,15	25	—		C-5—0,80 Ti
Аустенит-	Х14Н18В2Б	0,1	14	18	»	2,4 W;l,l Nb
ный	4Х14Н14В2М	0,4	14	14	»	2,4 W; 0,3 Mo
	Х18Н12Т 4Х15Н7Т—7Ф2МС	До 0,12 0,4	18 18	12 7	» »	(C—0,2)X X 5—0,70Ti 7 Mn; 1,7 V; 0,7 Mo; 1,0 Si
Fe—Ni— —Сг-сплав	Х15Н35В5ТР	До 0,1	15	35		1,3 Ti; 5W; до 0,005 В; 0,025 Се
Ni—Сг-сплав	Х15Н70В5М4Ю2ТР	0,13	15	Основа	До 3	1,2 Ti. 2A1- 5W; 4Mo; до 0,01 В
	Х20Н77Т2ЮР	До 0,06	20	Основа	До 1	2,5 Ti; 0,75 АГ, до 0,01 В, до 0,01 Се
378 Стали и сплавы с особыми физическими и химическими свойствами
Ферритная сталь Х25Т применяется для химической аппаратуры и отличается хорошей жаростойкостью до 1100° и сопротивляемостью к действию сернистых газов, однако ее жаропрочность невелика: при температурах от 400 до 600°, особенно при действии напряжений, в ее структуре выделяется хрупкая и твердая сг-фаза (фиг. 246), вызывающая снижение ударной вязкости и преждевременное хрупкое разрушение деталей. С этим явлением в ней, как и в других кремнистых сталях, борятся добавкой титана, а в хромоникелевых — добавкой редкоземельных элементов.
б)
а)
Фиг. 246. Структура жаропрочных сталей:
а — карбиды в структуре аустенитной стали; б — о-фаза и карбиды в структуре стали Х18Н9.
Для многих деталей, например камер сгорания газовых турбин и реактивных двигателей, с успехом применяется аустенитная хромоникелевая сталь Х18Н9Т.
Аустенитные стали в ГОСТ 5632-60 занимают важное место и широко применяются для службы при высоких температурах; в табл. 34 указаны только некоторые из них. Сложнолегированная хромоникелевая сталь Х14Н18В2Б применяется для труб пароперегревателей и трубопроводов особенно высокого давления, работающих при температурах до 700°; сталь 4Х14Н14В2М — для клапанов двигателей и поковок, работающих при температурах до 650°; сталь Х18Н12Т — для деталей выхлопных систем, работающих при температурах 600° весьма длительный срок, а сталь 4Х15Н7Ф2МС — для лопаток газовых турбин и крепежных деталей до температур 650°; ее структура состоит из аустенита и карбидов (фиг. 247). Для тяжелых условий работы (при 750°) для толстолистовых деталей газовых турбин ГОСТ рекомендует сложнолегирован
Стали и сплавы для работы при высоких температурах
379
ные железоникелехромистый сплав Х15Н35В5ТР со структурой с интерметаллидами.
Для повышения жаропрочности аустенитных сталей советскими учеными предложен оригинальный метод термомеханической обработки, позволяющий сохранять эффект их упрочнения до температур 900—950°. Их метод состоит из следующих операций: 1) нагрев до 1200° для создания однородного аустенита; 2) подстуживание до 1100—1000°; 3) деформация с обжатием на 30%; 4) немедленная
<7?
Фиг. 247. Структура жаропрочной стали после термомеханической обработки (М. Г. Лозинский):
а — зубцы на границах зерна: б — наличие рекристаллизации.

закалка на аустенит с резким душевым (струйчатым) охлаждением водой с целью подавления процесса рекристаллизации.
В результате такой термомеханической обработки аустенитная сталь получает микроструктуру с зубчатыми границами зерен (фиг. 247, а) и блоками внутри зерен. В результате происходит повышение длительной прочности высоколегированных, жаропрочных, аустенитных сталей, сохраняющееся до температур, не превышающих температур рекристаллизации, например до 900—950°.
При неправильном режиме термомеханической обработки аустенитных сталей, когда процесс их рекристаллизации подавить не удается, на месте «зубчатых» границ появляются новые мелкие зерна (фиг. 247, б), и эффект упрочнения пропадает.
Для наиболее тяжелых условий работы (до 800°) применяются сплавы на никелевой основе с интерметаллидами типа «нимоник» (например, Х15А70В5М4Ю2ТР или ЭИ437Б и Х20Н77Т2ЮР), которые отличаются еще большей жаропрочностью и жаростойко-
380 Стам и сплавы с особыми физическими и химическими свойствами
стью. Их применяют для самых ответственных деталей газовых турбин и реактивных двигателей, например лопаток, работающих при высоких температурах и скоростях и подвергающихся сильной газовой коррозии. Структура сплава типа «нимоник» после отжига при 1100° с медленным охлаждением со скоростью 20 град/час под электронным микроскопом обнаружила (фиг. 248, а) светлую основу — твердый раствор хрома в никеле и темные квадратной формы частицы — упрочняющую фазу Ni (TiAl). Отпечаток струк-
а)
5)
Фиг. 248. Структура жаропрочного сплава типа «нимоник» (Ю. А. Скаков и Н. Н. Коссаковская), (Х6500).
туры кварцевый, отделение которого обеспечило разделение фаз, т. е. частицы упрочняющей фазы отделились от основы (твердого раствора) и остались в кварцевом отпечатке.
После нагрева до 1100° и охлаждения со скоростью 160 град/час (или на воздухе) и старения при 700° в течение 16 час. структура этого сплава (фиг. 248, б) состояла также из основы — твердый раствор хрома в никеле, но темные частички упрочняющей фазы стали гораздо мельче, по границам зерен видны их скопления.
Кроме перечисленных в ГОСТ 5632-60, в СССР и за рубежом применяется еще очень большое количество различных жаропрочных сплавов, состав которых не публикуется.
Сопоставление длительной прочности на срок 1000 час. о1000 для ряда материалов при разных температурах (фиг. 249) обнаруживает, что металлы с низкой температурой плавления — магний и алюминий — имеют наиболее низкую жаропрочность. Сплавы титана имеют более высокую, изменяющуюся в широких пределах, жаропрочность. Еще большей жаропрочностью отличаются стали
Сталь и сплавы с высоким омическим сопротивлением
381
теплоустойчивые и особенно жаропрочные аустенитные, среди которых наиболее высокую длительную прочность при высокой температуре имеют сложнолегированные с высоким содержанием хрома и никеля (см. табл. 34).
Самую высокую жаропрочность обнаруживают сплавы на никелевой или кобальтовой основе.
Литые молибденовые сплавы отличаются наиболее высокой жаропрочностью, но, к сожалению, жаростойкость их низкая
еюоо
Температура
Фиг. 249. Сопоставление длительной прочности на срок 1000 час. для некоторых материалов при разных температурах:
1 — алюминиевые и магниевые сплавы; 2 — титановые сплавы; 3 — стали; 4—никелевые или кобальтовые сплавы; 5 — молибденовые сплавы.
и до сих пор нет еще надежной защиты их от окисления при высоких температурах путем покрытия.
3. СТАЛЬ И СПЛАВЫ С ВЫСОКИМ ОМИЧЕСКИМ СОПРОТИВЛЕНИЕМ
Сталь и сплавы с высоким электросопротивлением применяются для изготовления нагревательных элементов электрических и нагревательных приборов. К ним предъявляются следующие основные требования: высокое удельное сопротивление при низком температурном коэффициенте; высокая окалиностойкость; отсутствие структурных превращений при нагреве и охлаждении.
Для работы в условиях высоких температур применяют стали
и сплавы, изготовляемые: а) на железной основе, б) на никелевой основе (нихромы). Характеристики этих материалов, представляющих собой твердые растворы, приведены в табл. 35.
К числу крупных достоинств сплавов на железной основе относятся их высокая жаростойкость и высокое электросопротивление, но они недостаточно вязки, крупнозернисты и прочность границ зерен у них низкая, поэтому их прокатка и волочение даже в подогретом состоянии весьма затруднительны. Сплавы с наиболее высоким содержанием хрома и алюминия, например сплав № 4 Корнилова, содержащий 0,05% С, 65—68% Сг, 7,5—12,5% А1, остальное Fe, применяется в виде литых нагревательных элементов, выдерживающих предельную рабочую температуру до 1500° и имеющих удельное электросопротивление 2—2,5 ом-мм2/м.
Нихромы пластичнее, но гораздо дороже и требуют большого количества дефицитного никеля. Присадка 2,5% Ti и 0,8% А1 в нихром Х20Н80ТЗ повышает его жаростойкость и электросопротивление.
382 Стали и сплавы с особыми физическими и химическими свойствами
Сплавы с высоким электросопротивлением (по ГОСТ 9232-59)
Таблица 35
Марка стали или сплава	Химический состав в %					Предельная рабочая температура в °C	Удельное сопротивление в омммг/м
	С (не более)	Сг	N1	А1	Fe		
Х13Ю4	0,15	12,0—15,0	< 0,6	3,5— <5,5	Остальное	1000	1,26
ОХ23Ю5	0,06	21,5—24,5	< 0,6	4,5-<5,5		1200	1,37
ОХ23Ю5А	0,05	21,5—23,5	< 0,6	4,5- <5,2	»	1200	1,35
ОХ27Ю5А	0,05	26,0—28,0	< 0,6	5,0- <5,8	»	1300	1,42
Х15Н60	0,15	15,0—18,0	55,0—61,0	<0,2	»	1050	1,1
Х20Н80	0,15	20,0—23,0	75 —78	0,2	<1,0	1100	1,11
Х20Н80ТЗ	0,08	19.0—23,0	Остальное	<0,4— <1,1	<2,5 2,0—2,9 Ti	1100	1,27
В работе при температурах выше 800й жаропрочность сплавов на железной основе ниже, чем у нихрома, поэтому в печах опоры для нагревательных элементов из фехраля или хромаля первых приходится ставить чаще. Помимо этого, в работе при температурах выше 700° сплавы на железной основе становятся хрупкими, что затрудняет ремонт печей. Все эти недостатки препятствуют полной замене нихрома сплавами на железной основе.
Для работы при 400—500° применяются сплавы на медной основе — никелин, константан и манганин; они представляют собой
Фиг. 250. Влияние никеля на изменение коэффициента расширения стали при температурах от 0 до 100°.
сплавы меди с никелем, цинком и марганцем.
Высокое электросопротивление таких сплавов обусловливается тем, что они являются твердыми растворами.
4.	СТАЛЬ С ОСОБЫМИ ТЕПЛОВЫМИ СВОЙСТВАМИ
Легирование стали большим количеством никеля (фиг. 250) обеспечивает очень низкий коэффициент ее теплового расширения.
Сталь с высоким содержанием ее состав приведен в табл. 36.
от —50 до +100°
никеля имеет аустенитную структуру;
Сплав инвар (Н36) в пределах температур имеет коэффициент линейного расширения, близкий нулю. При
Магнитные стали и сплавы
383
Таблица 36
Стали с особыми тепловыми свойствами
Название	Марка стали	Химический состав в % *						
		с	Si	Мп	Сг	Ni	Р	S
Инвар	Н36	0,30	0,35	0,7	0,2	35,0— —37,0	0,035	0,02
Платинит	Н42	0,30	0,40	0,8	0,2	42,0— —44,0	0,035	0,02
Элинвар	Х8Н36	0,35— —0,48	0,50	0,3— -0.6	7,2—8,2	36,5— -38,5	0,035	0,03
* Содержание элементов, показанное одним числом, является предельным.
повышении температуры от 100° этот коэффициент быстро увеличивается, и при температурах выше 275° он даже превосходит коэффициент линейного расширения обыкновенных сталей.
Инвар применяется в точном приборостроении, например для геодезических и оптических приборов. Из инвара изготовляют вставки для разрезных алюминиевых автомобильных поршней, чтобы
уменьшить их тепловое расширение и устранить заедание в цилиндрах во время работы.
Коэффициенты линейного расширения стекла, платинита и платины одинаковы, поэтому платинит (Н42) заменяет очень дорогую платину при необходимости впайки проводов в стекло. Элинвар (Х8Н36) отличается постоянным модулем упругости, практически не изменяющимся при температуре от —50 до +100°. Из элинвара
изготовляют часовые пружины, камертоны и физические приборы.
S.	МАГНИТНЫЕ СТАЛИ И СПЛАВЫ
Основными характеристиками этих материалов являются магнитные свойства, показанные на гистерезисной кривой зависимости магнитной индукции В от напряженности магнитного поля Н (фиг. 251). Для ферромагнитных сплавов важнейшими характеристиками служат: 1) остаточная
Фиг. 251. Зависимость магнитной индукции В от напряжения магнитного поля Н (гистерезисная кривая).
индукция В, в гауссах, которая
остается после снятия намагничивающего поля; 2) коэрцитивная сила Нс в эрстедах, отвечающая напряженности поля, необходимой g
для полного размагничивания; 3) магнитная проницаемость р = -п— •
384 Стали и сплавы с особыми физическими и химическими свойствами
Магнитные стали и сплавы разделяются на магнитотвер
дые, применяющиеся для постоянных магнитов, и магнитомягкие, которые предназначаются для сердечников трансформаторов, электродвигателей и генераторов, а также в слаботочной про
мышленности.
Магнитотвердые стали и сплавы. Постоянные магниты изготов-
ляются из твердых закаленных сталей, безуглеродистых старею-
щих сплавов или прессуются и спекаются из мельчайших порошков.
Фиг. 252. Диаграмма изотермического превращения аустенита стали ЕХЗ (по В. М. Доронину).
Они должны обладать следующими свойствами: возможно большей магнитной энергией (В//)тах; высокой и устойчивой коэрцитивной силой Не, препятствующей их размагничиванию; высоким остаточным намагничиванием — остаточной индукцией Вг; не изменять своих свойств с течением времени.
Наибольшая трудность для магнитотвердых материалов обусловливается получением высокой коэрцитивной силы Нс, повышению которой способствуют внутренние напряжения третьего рода, уравновешивающиеся в объемах порядка одной элементарной кристаллической ячейки, вызывающие местные искажения кристаллической
решетки и неоднородность структуры. Местные искажения кристаллической решетки, являющиеся энергетическими барьерами, уве-
личивают потери на гистерезис, расширяют петлю гистерезиса, что увеличивает коэрцитивную силу Нс.
Поэтому наивыгоднейшей структурой с повышенными напряжениями третьего рода у стали для постоянных магнитов будет мартенсит с частицами цементита или карбидов, получаемый после закалки и старения. Например, высокоуглеродистая хромистая сталь для постоянных магнитов ЕХЗ, диаграмма изотермического превращения аустенита (фиг. 252) которой указывает на значительную устойчивость ее аустенита и хорошую прокаливаемость, подвергается закалке при 850° в масле и старению при 100° в течение 5 час. При этом получается достаточная коэрцитивная сила и остаточная индукция (см. табл. 37).
Стали У12 и У13, которые при закалке приобретают достаточные магнитные свойства, благодаря малой прокаливаемости могут при-
Магнитные стали и сплавы
385
Таблица 37
Сталь н сплавы для постоянных магнитов
Марка	Химический состав в %				Термическая обработка	Магнитные свойства		
	с		Сг			Коэрцитивная сила Нс в э	Остаточная индукция Вг в гс	Максимальная магнитная энер-гия(ВН)тахЮ-в гс-э
ЕХЗ	( 1		л а л ь (п 3,3		э ГОСТ 6862-54) Закалка	при 850° в масле и старение при 100°, 5 час.	60	9 500	—
	Ni	А)	С Си	т л а в Со	ы (по ГОСТ 4402-	48)		
АН2 АНКо4	24,5 13,5	13 9	3,5 3	24	Закалка	при 1200° в кипящей воде и отпуск при 550° Закалка	при 1300° в магнитном поле с охлаждением со скоростью 57сек.	400 500	6 000 12 000	0,95 4
16,6% Мп— -83,35 Bi	Горячее прессование из мелкого порошка (3 мк) с небольшим давлением в магнитном поле					3400	4 300	4,25
меняться только для тонких (4—7 мм) магнитов и благодаря повышенной склонности к старению со временем несколько меняют свои свойства.
При термической обработке стали для постоянных магнитов, особенно легированной, может произойти так называемая «порча» магнитов, например, отжиг для улучшения их обрабатываемости неизбежно вызывает сильное выделение и коагуляцию цементита или карбидов, и последующая закалка не может обеспечить их растворения. В результате сталь не приобретает необходимых магнитных свойств. Для стали ЕХЗ интервал температур «порчи» при отжиге лежит между 750 и 800°.
25 Болховитинов Н. Ф. 302
386 Стали и сплавы с особыми физическими и химическими свойствами
Поэтому магнитные стали ни в коем случае не следует отжигать. Если их требуется смягчить, чтобы облегчить механическую обработку, то производят отпуск при 720—740° в течение 20—30 мин.
«Испорченные» магниты можно исправить нагревом до 1000° с выдержкой в течение получаса и охлаждением на воздухе. Такой обработкой достигается равномерное распределение цементита или карбидов и их переход в твердый раствор при последующей закалке.
Значительно большей, чем у сталей, коэрцитивной силой Нс и магнитной энергией	обладают стареющие железоникель-
а)	Б}	в)	г)
Фиг. 253. Структура сплава альни (Ю. А. Скаков).
алюминиевые сплавы (Fe, Ni, Al), почти безуглеродистые (не более 0,03% С), в которые добавляется медь или медь и кобальт совместно (см. табл. 37).
Высокие магнитные свойства эти сплавы, называемые сокращенно альни и альнико, получают в начальном периоде старения после закалки, т. е. после термической обработки.
Ю. А. Скаков исследовал микроструктуру сплава альни, содержащего 27% Ni и 12% А1, остальное железо, под оптическшм и электронным микроскопами; в последнем случае с поверхности шлифов снимались оксидные пленки.
В отожженном состоянии (отжиг в течение 200 час. при 800°) под оптическим микроскопом (фиг. 253, а; X 1000) и особенно под электронным (фиг. 253, б; X 6500) ясно различаются две фазы: светлая основа — NiAl-фаза, в которой находится в твердом растворе железо, и темные пластины — Fe-фаза, содержащая очень небольшое количество никеля и алюминия в твердом растворе.
После закалки при 1250° с охлаждением на воздухе, т. е. в высококоэрцитивном состоянии, под оптическим микроскопом
Магнитные стали и сплавы
387
(фиг. 253, в; х 1000) мелкие частички второй фазы не обнаруживаются, а под электронным микроскопом при увеличении 30 000 они наблюдаются (фиг. 253, г\ X 30 000).
Выделившиеся из твердого раствора мельчайшие частички (Fe-фаза) стремятся выделить NiAl-фазу, но процесс заканчивается в начальной стадии старения.
Некоторые стандартные железоникельалюминиевые сплавы, например АН2 типа альни и АНКо4 типа альнико, из которых изготовляются магниты, приведены в табл. 37, где дан их состав, термическая обработка и магнитные свойства.
Наиболее высокими Нс и Вг и (В-7/)тах обладает сплав АНКо4 (Fe — Ni — Al — Си — Со) после термической обработки в магнитном поле с целью создания наивысших магнитных свойств в одном направлении (магнитной анизотропии).
Недостатком сплавов альни и альнико является их большая твердость, хрупкость и плохая обрабатываемость, поэтому магниты из них приходится изготовлять литыми и обрабатывать шлифованием. Небольшие магниты весом до 50 — 100 г выгоднее изготовлять из мелких порошков методами прессования и спекания (см. гл. XVII).
За последние годы в области сплавов для постоянных магнитов достигнуты большие успехи. Теоретически было установлено, что можно найти сплав, магнитная энергия которого будет больше, чем у электромагнита того же размера.
Такой постоянный магнит может быть применен в синхронных генераторах и электродвигателях, что сделает их более надежными, легкими и экономичными.
Особенно важно высокое качество постоянных магнитов в приборостроении, авиации, ракетной технике, атомной энергетике, радиолокации, связи, медицинской аппаратуре, бытовых устройствах.
Для автомобилей и тракторов выпускаются прессованные в магнитном поле, дешевые, но мощные магниты из анизотропного феррита бария (на основе окиси железа и окиси бария) МБА с удельной магнитной энергией (BH)max == 3—3,8 млн. гс-э, Нс = 1800— 2200 э и Вг = 3200—3800 гс.
Анизотропные литые сплавы магнико со столбчатой структурой получаются с удельной магнитной энергией (ВД)тах до 7—И млн. гс-э, вес магнитов из них в 7—12 раз меньше, чем у магнитов из сплава альни с равновеликой магнитной энергией.
Очень высокие магнитные свойства имеют прессованные магниты из микропорошков, например из висмутида марганца MnBi с (ВД)тах = 4,25 млн. гс-э. (см. табл. 37).
Магниты из микропорошков железа или железа и кобальта по магнитным свойствам находятся на уровне литых магнитов альни или альнико. Теоретически было показано, что прессованные анизотропные магниты из однодоменных микропорошков удли-25*
388 Стали и сплавы с особыми физическими и химическими свойствами
ненной формы на основе железа—кобальта могут иметь удельную магнитную энергию	до 50 млн. гс-э.
Магнитомягкие стали и сплавы обладают малой коэрцитивной силой Нс и очень высокой магнитной проницаемостью ц. При намагничивании переменным током они отличаются малыми потерями на гистерезис и вихревые токи (трансформаторная и динамная стали). Отдельно стоят сплавы с высокой начальной магнитной проницаемостью, например сплав пермаллой.
Наиболее вредными примесями в магнитомягких сталях и сплавах являются углерод, сера, кислород и азот, которые почти не растворяются в феррите; они присутствуют в виде частичек цементита, сульфидов и неметаллических включений. Даже небольшое количество этих примесей резко понижает магнитную проницаемость и сильно увеличивает потери от гистерезиса; особенно вредно влияет углерод.
Промышленное чистое железо (низкоуглеродистая электротехническая сталь марок Э, ЭА, ЭАА — см. табл. 38) применяется для
Магнитномягкие стали и сплавы
Таблица 38
Марка стали или сплава
Содержание Si в %
Q 3 ОМ~ММг/М
Низкоуглеродистая эле к«т ротехническая сталь по ГОСТ 3836-47
Э, ЭА, ЭАА.............|	До 0,20	|	0,1
Электротехническая тонколистовая кремнистая сталь
по ГОСТ
Э11, Э12	...........................
Э21...................................
Э31, Э32, Э34.........................
Э310, Э320, ЭЗЗО. Э340, Э370	. . . .
Э41, Э42, Э43, Э44, Э45, Э46, Э47, Э48
Пермаллой ............................
802-58
0,8—1,8 1,8—2,8	0,25 0,40
2,8—3,8	0,50
2,8—3,5	0,50
3,8—4,8 78% Ni; 21,5% Fe и небольшое количе-	0,60
ство марганца и кремния
сердечников и полюсов электромагнитов, для реле, в телефонии и т. д. Оно отличается высокой магнитной проницаемостью и малой коэрцитивной силой, однако электросопротивление его низкое, и поэтому для электрических машин и трансформаторов промышленное чистое железо непригодно.
Электротехническая тонколистовая кремнистая сталь применяется главным образом как трансформаторная и динамная; первая цифра в ее марке обозначает степень ее легирования кремнием, вторая цифра обозначает гарантированные по ГОСТ электромагнитные
Магнитные стали и сплавы
389
свойства стали, а цифра ноль «О» означает, что сталь холоднокатаная, текстурованная с высокими электромагнитными свойствами вдоль направления прокатки.
От электротехнической тонколистовой кремнистой стали требуется высокое удельное электросопротивление q (табл. 38), малые потери на гистерезис и вихревые токи, что экономически весьма выгодно. В этой стали важнейшим легирующим элементом является кремний. Образуя твердый раствор с железом, кремний резко увеличивает электросопротивление стали и тем самым понижает потери на вихревые токи. Одновременно кремний, являясь раскислителем, уменьшает содержание очень вредной примеси кислорода и понижает склонность железа к старению. Ограничивая у-область на диаграммах состояния сплавов с железом, большая присадка кремния позволяет получать a-железо чрезвычайно крупнозернистым, что также служит фактором, уменьшающим потери.
Понижения количества углерода в кремнистой тонколистовой электротехнической стали добиваются его выжиганием, нагревая заготовки для прокатки выше 1250°, а также проведением на промежуточных переделах при прокатке стали обезуглероживающих отжигов.
Для получения текстурованной стали марок Э310, Э320, ЭЗЗО, Э340 и ЭИ370 с низкими удельными потерями и высокой магнитной индукцией вдоль направления прокатки ее подвергают холодной прокатке с промежуточным отжигом и окончательному высокотемпературному отжигу при 1150° в атмосфере водорода или вакууме. Стремясь уменьшить потери на вихревые токи, электротехническую сталь для трансформаторов и генераторов изготовляют в виде листов толщиной 0,35—0,50 мм, а для высоких частот — толщиной всего 0,05—0,20 мм. В этом случае к качеству стали предъявляются особо высокие требования.
Электротехническая сталь с 3% Si и более характеризуется значительной хрупкостью, снижение содержания кремния делает ее более пластичной, но увеличивает потери на вихревые токи.
Для слаботочной промышленности требуются сплавы с высокой начальной магнитной проницаемостью в слабых магнитных полях. Такие сплавы называются пермаллоями (табл. 38); они отличаются очень высоким содержанием никеля (76,5—79,5%).
Кроме того, существует ряд сплавов со специальными магнитными характеристиками, их состав и свойства можно найти в литературе, перечисленной в конце этой главы.
Немагнитная сталь и чугун. В качестве заменителей бронзы, латуни и других цветных сплавов в электромашиностроении применяют немагнитную сталь и чугун, имеющие аустенитную структуру. Такая структура получается за счет высокого содержания марганца и никеля, расширяющих у-область на диаграммах состояния сплавов этих сталей с железом. Например, никелевая немагнитная сталь Н25, содержащая 22—25% Ni, получает аустенитную струк
390 Стали и сплавы с особыми физическими и химическими свойствами
туру после закалки в масле при 920—940°. Она допускает обработку режущим инструментом, хорошо сопротивляется коррозии, но стоимость ее высока вследствие присутствия 22—25 °/0 Ni. Немагнитная никелемарганцовистая сталь Н9Г9 содержит меньше никеля (8,0 — 9,5%); марганца в ней 8,0—1,0%. Эта сталь наиболее распространена однако, обрабатываемость ее хуже, чем немагнитной никелевой стали. Аустенитная марганцовистая сталь не поддается обработке резанием, так как ее аустенит под действием режущего инструмента переходит в мартенсит с высокой твердостью, что препятствует ее применению.
Немагнитный чугун также является хорошим заменителем сплавов меди. Он применяется в электромашиностроении в тех случаях, когда требуются минимальные потери от гистерезиса (помимо меньшей стоимости, немагнитный чугун выгоднее сплавов меди вследствие его высокого электросопротивления, понижающего также потери от вихревых токов) и когда детали должны иметь очень низкую магнитную проницаемость (р. = 1,2—1,1), т. е. не изменять рабочего магнитного поля. Для таких отливок (детали электромагнитов, магнитных сепараторов и др.) применяют немагнитный чугун со структурой, состоящей из аустенита и графита.
Цементит и карбиды магнитны, и в структуре чугуна их не должно быть; поэтому немагнитный чугун следует легировать большим количеством таких элементов, которые делают аустенит устойчивым и в то же время не увеличивают сильно устойчивость цементита.
Наилучшим легирующим элементом для немагнитного чугуна является никель; в количестве 25% он обеспечивает и аустенитную структуру и в то же время способствует графитизации чугуна и создает возможность обрабатываемости отливок режущим инструментом. Марганец уже в количестве 10% обеспечивает аустенитную структуру, но как карбидообразователь препятствует графитизации чугуна и резко ухудшает обрабатываемость отливок. Учитывая все это, применяют или никелемарганцовистый чугун, или марганцовистый чугун с присадками элементов графитизаторов меди и алюминия. Например, никельмарганцовистый немагнитный чугун имеет в в составе 5% Мп и 10% Ni (или 8% Мп и 5% Ni) и при содержании около 3% Си 2,5% Si поддается обработке режущим инструментом. Безникелевый марганцовомедистый чугун может содержать 10% Мп, до 2% Си, до 0,5% А1, 3,5% С и 3% Si.
ЛИТЕРАТУРА
Акимов Г. В., Основы учения о коррозии и защите металлов. Металлургиз-дат, 1946.
Борздыка А. М., Методы горячих механических испытаний металлов, Металлургиздат 1955.
Жаропрочные металлические материалы, Сборник И. Л., 1958.
Займовский А. С. и др., Магнитные материалы, Энергоиздат, 1949.
Исследования по жаропрочным сталям, АН СССР, 1956—1958.
Исследования по нержавеющим сталям, АН СССР, 1956.
Магнитные стали и сплавы
391
Кларк К. Л., Жаропрочные сплавы, Металлургиздат, 1957.
Коломбье Л,, Гохман И., Нержавеющие и жаропрочные стали, Металлургиздат, 1958.
Кирффер Р., Шварцкопф П., Твердые сплавы, Металлургиздат, 1957.
Корнилов И. И., Физико-химические основы жаропрочности металлического сплава, АН СССР, 1960.
Исследование жаропрочных сталей и сплавов, Сборник, Металлургиздат, 1960.
Лившиц Б. Г. и Львов В. С., Высококоэрцитивные сплавы, Металлургиздат, 1960.
Михайлов-Михеев П. Б., Металл газовых турбин, Машгиз, 1958.
Одинг И. А. и др.. Теория ползучести и длительной прочности металлов, Металлургиздат, 1959.
Справочник по свойствам сталей, применяемых в котлотурбостроеиии, Энергоиз-дат, 1959.
Томашев Н. Д., Теория коррозии металлов, Металлургиздат, 1952.
Металлы и сплавы для высоких температур, Указатель литературы 1951—55 гг.. Машгиз, 1957.
ЦНИИТМАШ, Сборники трудов: 1) Вопросы металловедения котлотурбинных материалов Машгиз, 1955; 2) Релаксация и ползучесть металлов (кн. 45), Машгиз, 1952; 3) Структура и свойства жаропрочных материалов (кн. 93), Машгиз. 1959.
ЦНИИЧМ, Сборники трудов: 1) вып. XVII, Специальные стали и сплавы; 2) вып. XIX, Сплавы с особыми свойствами, Металлургиздат, 1959; 3) вып. XXII и XX111, Прецизионные сплавы, Металлургиздат, 1959.
Betteridge W., The Nimonic Alloys, 1959.
Creep and Recowery, ASM, 1957.
F i п n i e and Heller W. R., Creep of Engineering Material, 1959.
Frank R. G. and Zimmerman W. F., Materials for Rockets and Missiles, 1959.
Magnetic Properties of Metals and Alloys, ASM, 1959.
Metals for Supersonic Aircraft and Missiles, 1958.
Monypenny I. H. G., Stainless Iron and Steel, vol. 1, and II, 1954.
Short-Time High-Temperature Testing, ASM, 1958.
Utilisation of Heat Resistant Alloys, ASM, 1954.
Wohlfarth, Hard Magnetic Materials, 1959.
ГЛАВА XVI
ЦВЕТНЫЕ МЕТАЛЛЫ И СПЛАВЫ
Из числа сплавов цветных металлов в машиностроении наибольшее значение имеют легкие сплавы — алюминия, магния и титана, а также медь и ее сплавы, сплавы для подшипников и металлы и сплавы, применяемые в производстве атомной энергии.
1. АЛЮМИНИЙ И ЕГО СПЛАВЫ
Кристаллическая решетка алюминия — куб с центрированными гранями. Параметр решетки равен 4,04 кХ.
Алюминий имеет небольшой удельный вес (—2,7), высокую теплопроводность и электропроводность (60% электропроводности меди).
Высокая скрытая теплота плавления алюминия 90 кал!г требует большого количества энергии для его расплавления, несмотря на сравнительно низкую температуру плавления алюминия — 660°. Он хорошо сопротивляется коррозии благодаря образованию на его поверхности тонкой, но плотной пленки окиси алюминия А12О3. Чем чище алюминий, тем выше его электропроводность и сопротивляемость коррозии. Предел прочности и твердость алюминия очень невысоки: аь~ 8	10 кГ/мм2 и НВ == 20, но относительное
удлинение S высокое — до 40%.
Повышение аь и НВ может быть достигнуто наклепом. Но даже при высоких степенях деформации (60—80%) предел прочности не превышает 16—18 кГ1мм2 при одновременно резком падении относительного удлинения до 1—1,5%.
Алюминий, обладая высокой способностью к пластической деформации, легко прокатывается, прессуется, штампуется и т. д.
Для снятия наклепа, получающегося после холодной деформации, алюминий отжигается при 350—360°. Более высокие температуры рекристаллизационного отжига влекут за собой образование грубого зерна.
Из алюминия изготовляются листы, прутки, проволоки, трубы и другие полуфабрикаты. Алюминий в чушках применяется для изготовления сплавов.
В табл. 39 приведены примеры некоторых промышленных марок первичного алюминия.
Алюминий и его сплавы
393
Таблица 39
Классификация первичного алюминия в чушках (по ГОСТ 3549-55)
Марка алюминия	Химический состав в %					
	А1 (не менее)	Примеси (не более)				
		Fe	Si	Fe+Si	Си	Всего примесей
АВОООО ....	99,996	0,0015	0,0015	—	0,0010	0,004
АВО		99,93	0,04	0,04	—	0,01	0,07
АОО		99,7	0,16	0,16	0,26	0,01	0,30
А1 		99,5	0,30	0,30	0,45	0,015	0,5
АЗ 		98,0	1,1	1,0	1,80	0,05	2,0
Кроме марок, перечисленных в табл. 39, предусматриваются следующие марки: AB000, АВОО, АО и А2.
Кроме первичного алюминия, существует еще вторичный алюминий, получаемый путем переплавки лома; он расценивается дешевле, так как более загрязнен примесями.
Алюминий широко применяется для изготовления сплавов с медью, магнием, кремнием и некоторыми другими элементами; в ограниченном количестве алюминий применяется для проводов, посуды, фольги, плакировки, красочной пудры, в химической промышленности.
Строение алюминиевых сплавов. Важнейшие алюминиевые сплавы относятся к системам А1 — Си, А1 — Mg и А1 — Si. Меньшее значение имеют системы А1 — Fe, Al — Мп и Al — Ni. В промышленных сплавах обычно встречаются тройные и более сложные системы, например А1 — Си — Mg, Al — Si и т. д. Ввиду их сложности ограничимся рассмотрением только двойных сплавов.
В важнейших двойных сплавах алюминия, за исключением сплавов в системе А1 — Si, образуются интерметаллические соединения, и твердые растворы имеют ограниченную (понижающуюся по мере падения температуры) растворимость второго компонента в алюминии.
Ограниченная растворимость в твердом состоянии в зависимости от температуры меди, магния и некоторых других металлов в алюминии позволяет упрочнять эти сплавы путем термической обработки.
Промышленно чистый алюминий всегда имеет небольшое количество таких примесей, как железо, кремний и медь. Структура чистого алюминия, как это видно из фиг. 254, состоит из отдельных полиэдрических зерен. Присутствие железа в алюминии и его сплавах обнаруживается по их микроструктуре, в которой можно различить выделения FeAl3 (фиг. 255, а), имеющие темно-фиолетовый цвет.
394
Цветные металлы и сплавы
В присутствии кремния образуется скелетообразная эвтектика из FeAl3Si и РегА1в513, которая имеет характерный вид китайских иероглифов (фиг. 255, б).
Кремний в небольших количествах (например, 0,4%) образует с алюминием твердый раствор. Путем отжига можно перевести в твердый раствор до 1,3% Si. Выделения кремния в основной массе твердого раствора показаны на фиг. 255, в.
Диаграмма сплавов алюминия с кремнием (фиг. 256) показывает, что оба компонента обладают полной и взаимной растворимостью в жидком состоянии и не дают химических соединений. Их эвтектика А1 — Si содержит
Фиг. 254. Чистый алюминий (Х75).	11,6 % Si и плавится при 557 .
Кремний растворяется в твердом алюминии в незначительном ко-
личестве, причем его растворимость уменьшается с понижением температуры, растворимость же алюминия в кремнии еще меньше (фиг. 256).
a.	S)	6)
Фиг. 255. Основные элементы структуры сплавов алюминия (X 100): а — FeAl3; б — FeAl3, Si и Fe3AleSi3; в — Si.
На фиг. 257 дана диаграмма состояния А1—Си. Как видно из приведенной диаграммы, алюминий и медь полностью растворимы в жидком состоянии.
Медь образует с алюминием твердый раствор, причем ее растворимость в алюминии понижается с понижением температуры. В результате из твердого раствора выделяются частицы твердого и хрупкого интерметаллического соединения CuAl 2.
Алюминий и его сплавы
395
Фиг, 256, Диаграмма сплавов алюми-	Фиг. 257. Диаграмма сплавов алюминия с медью,
ния с кремнием.
396
Цветные металлы и сплавы
Твердый раствор меди в алюминии имеет решетку куба с центрированными гранями и свойствами, приближающимися к свойствам алюминия.
Если меди больше 0,5%, то при медленном охлаждении из твердого раствора (а) выделяются вторичные кристаллы СиА12, видимые на фоне основной массы твердого раствора а. Кроме этих вторичных
Фиг. 258. Структура сплавов алюминия с медью: а — 12% Си (X 100); б — 3,94% Си ( X 500).
<Я
кристаллов, в сплавах, содержащих более 5% Си, присутствует еще эвтектика, состоящая из кристаллов твердого раствора а и кристаллов СиА12 (фиг. 258, а).
Эвтектика содержит 33% Си и плавится при 548° (см. фиг. 257). Микроструктура листового сплава А1—Си, содержащего 3,94% Си, 0,02% Si и 0,02% Fe, практически состоит (фиг. 258, б) из а-твер-дого раствора и эвтектики (а — CuAl 2). Наличие эвтектики, несмотря на то, что по диаграмме А1 — Си ее не должно быть, так как при эвтектической температуре 3,94% Си должно полностью раствориться в алюминии, в котором при этой температуре растворяется до 5,65% Си, объясняется ликвацией меди.
Благодаря большой скорости, охлаждения происходит ликвация, в отдельных участках сплава содержание меди более 5,65% и там образуется эвтектика, а в остальной части сплава содержание меди уменьшается значительно ниже 3,94%. Такое явление часто встречается в цветных сплавах; оно объясняется большим интервалом температур их затвердевания и затруднительностью процесса диффузии.
При повышении содержания меди в сплавах А1 — Си предел прочности и предел текучести повышаются, а удлинение падает.
Алюминий и его сплавы
397
С магнием алюминий образует твердый раствор и химическое соединение Al3Mg2. При наличии в сплаве кремния образуется соединение Mg2Si. Диаграмма сплавов А1—Mg2Si (фиг. 259) указывает на полную растворимость компонентов в жидком состоянии и на образование эвтектики, состоящей из микросмеси кристаллов а- § твердого раствора и кристал-лов Mg2Si, содержащей Э-13% Mg2Si и плавящейся при 595°. Растворимость Mg2Si в алюминии в твердом состоянии уменьшается при
понижении температуры.	о ? ь 6 в ю 1213» ю %Mg2st
Как интерметаллическое
соединение, Mg2Si отличается ^иг- 2®’ Диаграмма сплавов Al—Mg2Si. твердостью и хрупкостью.
Все описанные двойные диаграммы состояния дают только самую общую характеристику влияния меди, магния и кремния в сплавах д	Angm алюминия, которые обычно co
держат три, четыре и более компонентов. При научных исследованиях рекомендуется пользоваться не двойными, а тройными и более сложными диаграммами сплавов.
Термическая обработка алюминиевых сплавов. Упрочнение алюминиевых сплавов термической обработкой возможно лишь в тех случаях, когда компоненты, образующие сплав, имеют ограниченную растворимость, которая уменьшается с понижением температуры (фиг. 260).
Процесс термической обработки складывается из двух последовательных операций:
1) закалки с температуры, превышающей температуру пре-
fl Ш 20 30 40 50 60 70 80 90 Ю0 ААпвщ
Фиг. 260. Диаграмма сплавов с ограниченной растворимостью в твердом состоянии, упрочняемых путем закалки и старения.
дельной растворимости одного компонента в другом на диаграмме состояния для сплава данного состава; быстрое охлаждение при закалке фиксирует при нормальной комнатной температуре пересыщенный, а следовательно, неустойчивый, твердый раствор (фиг. 261, а);
398
Цветные металлы и сплавы
2) старения сплава, под которым понимают превращение твердого раствора с выделением избыточных фаз; выделяющиеся кристаллические частички при превращении твердого раствора могут быть химическими соединениями, а иногда и твердыми растворами с составом, отличным от того, из которого они выделяются.
Старение. В началепри старении выделяются промежуточные фазы, решетки которых когерентно связаны с решеткой первоначального
ооо«ооооооо оооооооооо* • оооооооооо 00000*00000 ооооооооооо 0*000000000
0000000*000
ООО 0*0 ООО 000 0 0 0 * 0 0 оооооо
ооооо 0 0 0 *0 ооооо • 0 0 0 0
0 0 0 0 *0 оооооо ООООО о ООООО о О о О • о • 0 0 0 0 * О ООО* о • ооооо о о о о о о о 0 * 0 0 0 0 оооооо
ооооо О О о о о ооооо ооооо О • О о О • о о о о 0*000 ООООО О О о о • ооооо ооооо
0*000 ооооо ооооо о о * *
о о 8 8 о о S 8 о •
о о • о ооооо
оооооо оооооо оооооо
оооооо
ооооооооооо ОООООО 00*00 ООООООООООО
а)	б)
Фиг. 261. Схема процесса старения пересыщенного твердого раствора: а — решетка до старения; б — выделение промежуточной фазы; е — выделение устойчивой фазы.
твердого раствора (фиг. 261, б), а уже затем образуются фазы в виде обособленных частиц (фиг. 261, в), которые не связаны когерентно с решеткой основы.
В результате старения сначала происходит увеличение твердости и прочности сплава, а затем, по мере устранения когерентности и роста обособленных частиц, происходит постепенное ее понижение.
Если процесс выделения избыточных фаз в таком твердом растворе происходит при комнатной температуре, он называется естественным старением, а если он происходит при повышенной температуре, то называется искусственным старением.
Появление различных фаз в структуре сплавов после старения обычно исследуется с помощью рентгеноструктурного анализа и различных физических, механических и металлографических методов. Особенно наглядно эти фазы наблюдаются под электронным микроскопом. При этом пластическая деформация, увеличивающая количество дислокаций и точечных несовершенств, облегчает и ускоряет процессы диффузии и старения, значительно повышая твердость сплава.
Очень характерные результаты дает исследование микроструктуры сплавов алюминия с 4% Си на электронном микроскопе с применением оксидных слепков толщиной примерно в 200 кХ.
Алюминий и его сплавы
399
На основе всесторонних исследований было установлено, что в структуре закаленного сплава алюминия с 4% Си, представляющего пересыщенный твердый раствор, при старении последовательно наблюдаются следующие четыре стадии превращений:
1.	Образование зон Гинье-Престона в виде белых пятен диаметром около 100 кХ (фиг. 262, а). Зоны Гинье-Престона являются плоскими группами атомов меди толщиной в два-три атомных слоя и шириной порядка нескольких десятков кХ.
2.	Появление переходной 6"-фазы или зон Гинье-Престона в виде удлиненных белых пятен на плоскостях скольжения решетки алюминия (фиг. 262, а). 6"-фаза представляет собой сильно разросшиеся и близкие к б'-фазе зоны Гинье-Престона.
3.	Образование более крупных (фиг. 262, б) пластинчатых выделений б'-фазы. б'-фаза является упорядоченным твердым раствором меди и алюминия с соотношением атомов, близким к химическому соединению CuAl 2, но отличается от последнего тем, что б'-фаза когерентно связана с решеткой основного твердого раствора и на границе между ними имеется общий для обеих решеток слой атомов.
4.	Образование устойчивой 0-фазы (СиА12) в виде обособленных светлых частиц (фиг. 263, а), решетка которых когерентно не связана с решеткой твердого раствора.
Основной причиной и движущей силой процесса старения является стремление сплава к наименьшему запасу свободной энергии, совершается же оно при помощи дислокационного механизма. При старении выделения из твердого раствора располагаются у дислокаций, понижая упругую энергию решетки вокруг них. Электронные микрофотографии (см. фиг. 262, а) обнаруживают такие выделения у дислокаций, которые находятся на границах блоков и зерен, на плоскостях скольжения и иногда на отдельных дислокациях внутри блоков и зерен.
На границах зерен, особенно расположенных под большими углами относительно друг друга, очень много дислокаций и точечных несовершенств, т. е. нарушений в кристаллической решетке, поэтому диффузия и процесс старения, особенно при повышенных температурах, происходит здесь с гораздо большей скоростью, появляются резко обособленные участки устойчивой 0-фазы (CuAl^ (фиг. 262, в). Вместе с тем большое количество нарушений в кристаллической решетке на границах зерен препятствует существованию там б'-фазы, требующей когерентной, не нарушенной связи ее на границе с решеткой основы.
Очень большую роль в процессе старения имеют границы блоков, которые после полигонизации состоят из рядов дислокаций; нарушений в решетке вокруг них гораздо меньше, поэтому после старения здесь наблюдаются пластинчатые выделения 0'-фазы, ориентированные по двум направлениям куба (см. фиг. 262, б).
Электронная микрофотография сплава алюминия с 4% Си, состаренного в течение короткого промежутка времени (3—10 мин.)
400
Цветные металлы и сплавы
8)	г)
Фиг. 262. Фазы в электронной микроструктуре после старения сплава алюминия с 4% Си (Нуттинг и Тсмас):
а — зоны Гинье-Престона 11] и в"-фаза: б — 0'-фаза; в — 0-фаза; г — 6"-, 0'-и 0-фазы.
Алюминий и его сплавы
401
при повышенной температуре (300°), обнаруживает присутствие нескольких фаз одновременно (фиг. 262, г): 0-фазы на границах зерен, O'-фазы внутри зерен и 0"-фазы в области параллельной границы зерна, где благодаря обеднению твердого раствора процесс старения идет медленнее.
Классификация сплавов алюминия. Сплавы алюминия разделяются на литейные, применяемые в виде отливок, и деформируемые, катаные, прессованные и т. д.
Литейные сплавы отличаются повышенным содержанием легирующих примесей и имеют в структуре эвтектику, которая обеспечивает у них низкую температуру плавления и жидкотекучесть.
Фиг. 263. Структура силумина до и после модифицирования.
Деформируемые сплавы имеют более низкое содержание легирующих примесей, которые, находясь в твердом растворе и отчасти в мелких выделениях, позволяют получать у них достаточную пластичность, особенно в нагретом состоянии, и производить их термическую обработку.
«Питейные сплавы алюминия. Эти сплавы широко применяются для фасонного литья. К ним предъявляют следующие требования: хорошая жидкотекучесть и малая усадка; высокая прочность, создаваемая модифицированием и термической обработкой; хорошая обрабатываемость режущим инструментом.
Основными элементами, входящими в состав алюминиевых литейных сплавов, являются кремний, медь, магний и цинк, присутствие которых в комбинациях и в значительных количествах обеспечивает возможность упрочнения при старении.
Марганец, никель и хром добавляются в эти сплавы в небольших количествах, оказывают меньшее влияние на их прочность, но повышают их коррозионную стойкость, жаропрочность и т. д.
Присадки титана, хрома и бериллия, несмотря на их незначительное количество, улучшают структуру и свойства алюминиевых
26 Болховитинов Н. Ф 302
402
Цветные металлы и сплавы
сплавов, например, делают их более мелкозернистыми, вязкими и прочными. Железо является вредной примесью для большинства сплавов, за исключением жаропрочных.
В табл. 40 приведен состав важнейших марок литейных алюминиевых сплавов, обозначаемых буквами АЛ с цифрой, указывающей их условный номер.
Таблица 40 Литейные сплавы алюминия
(по ГОСТ 2685-53)
Г руппа	Марка сплава алюминия	Содержание основных компонентов в %				
		Mg	Si	Мп	Си	Прочие компоненты
Al+Si	( АЛ2	—	10,0— 13,0	—	—	—
	1 АЛ4	0,17— 0,30	8,0— 10,5	0,25-0,5	—	—
Al+Si+Cu	АЛ5	0,35— 0,5	4,5-5,5	—	1,0-1,5	0,20 (Ti-J-Cr)
АЦ-Cu	АЛ7	—	—	—	4,0—5,0	—
Al+Mg	АЛ8	9,5- 11,5	—	—	—	0,07 Ti и 0,07 Be
Жаропрочный	B300	0,8—1,5	—	0,18— 0,30	4,6-6,0	2,6—3,6 Ni 0,1-0,5 Сг
Многоком-	( АЛ11	0,1—0,3	6,0—8,0	—	—	10—14,0 Zn
понентные	1 АЛ17В*	—	3,0—5,0	0,2—0,6	1,5—3,5	4—7,0 Zn
* Буква «В» указывает, что отливки изготовляются из вторичного алюминия (см. ГОСТ 1583-53).						
Литейные сплавы алюминия с кремнием, называемые силуминами, — эвтектического и доэвтектического типа с невысокой температурой плавления и обладают хорошей жидкотекучестью; они хорсшо заполняют форму и дают малую усадку.
Структура, прочность и пластичность силуминов улучшаются за счет модифицирования, которое сводится к добавке в жидкий сплав небольшого количества комплексного модификатора, состоящего из 62,5% NaCl + 25% NaF + 12,5% КО. Этот модификатор добавляется в жидкий сплав при 730—740° за 10—12 мин. до разливки металла.
Например, микроструктура сплава типа АЛ2 (силумина) с содержанием 13% Si, отлитого без модифицирования, состоит из грубоигольчатой эвтектики и первичных выделений кремния (фиг. 263, а), а после модифицирования — из мелкозернистой эвтектики и дендритов а-твердого раствора (фиг. 263, б).
Переохлаждение силумина при быстром охлаждении отливок в металлических формах (кокилях) улучшает его структуру и увеличивает предел прочности; удлинение же хотя и повышается, но меньше, чем при модифицировании (см. табл. 41).
Алюминий и его сплавы
403
Таблица 41
Механические свойства сплава типа АЛ2 до и после модифицирования
Модифицирование и способ отливки	Предел прочности r кГ/мм2	Удлинение в %	Твердость по Бринелю
Без модифицирования; отливка в песчаную форму 		12,6	2	50
После модифицирования: отливка в песчаную форму 		20	13	58
Без модифицирования; отливка в кокиль . . .	20	3,6	63
После модифицирования; отливка в кокиль	22,5	8	72
В настоящее время нет еще общепризнанной теории модифицирования А1 — Si-сплавов. Предполагают, что натрий или, вероятнее, силицид натрия (NaSi), или более сложное соединение, откладываясь на поверхности центров кристаллизации кремния, создают пленки, которые обволакивают их поверхность, парализуют их действие как центров кристаллизации и вызывают переохлаждение. В результате переохлаждения сплава кремний кристаллизуется в виде мелких округлых частичек.
Наряду с очень хорошими литейными свойствами двойной силумин типа АЛ2 имеет и недостатки; к ним относятся: образование в отливках плен и окислов; большая газонасыщенность и пористость отливок; снижение ударной вязкости при загрязнении железом.
С газонасыщенностью и пористостью отливок силумина и других сплавов успешно борются методом кристаллизации под давлением, предложенным и внедренным в производство А. А. Бочваром.
Присутствие железа в силумине вызывает образование в микроструктуре хрупких игольчатых (пластинчатых) составляющих, резко понижающих его ударную вязкость. Марганец и хром способствуют коагуляции и, следовательно, компактному расположению железистой a-фазы (Fe—Si—Al).
Добавка меди повышает механические свойства и улучшает обрабатываемость силуминов.
Присадка магния, меди и цинка в силумины в количествах, указанных в табл. 40, позволяет значительно упрочнять их путем термической обработки благодаря старению, например сплавы АЛ4, АЛ5, АЛ11 и АЛ17В.
Термическая обработка этих силуминов заключается в закалке при 520—530° и искусственном старении в течение 10—20 час. при 150—180°.
Содержащиеся в их структуре соединения Mg2Si, CuA12, MgZn2, CuMgAl2 и др. при нагреве растворяются в алюминии и могут быть сохранены в твердом растворе путем закалки.
26*
404
Цветные металлы и сплавы
Неустойчивость таких пересыщенных твердых растворов вследствие понижения растворимости магния, меди, цинка и кремния объясняет последующий после закалки процесс старения. При старении сначала образуются группы атомов (зоны Гинье-Престона), а затем частички неустойчивых фаз, переходящих в устойчивые мельчайшие частички соединений Mg2Si, CuA12, MgZn2, тройные фазы — S(CuMgAl2), Т (AlxMgyZnz) и четверная фаза — W (CuxMgySizAlu).
В результате предел прочности этих сплавов повышается до оь = 20 н- 25 кГ/мм2 при удлинении 6 = 1— 6%.
Двойные сплавы алюминия с медью, например АЛ7, уступают по качеству силуминам и в настоящее время в значительной мере вытеснены последними.
Более высокие механические свойства и коррозионную стойкость имеет А1 — Mg-сплав АЛ8, предел прочности которого после закалки повышается до оь = 30 кГ/мм2 при удлинении 6 = 12%, но литейные свойства у него хуже, чем у силуминов.
Из литейных сплавов алюминия наибольшей жаропрочностью отличается сплав В300, который в отожженном состоянии имеет длительную прочность за 100 час.: при 300° о100 = 5 кГ/мм2, при 350° а100 = 3 кГ/мм2, а в закаленном и отожженном состоянии — соответственно 6,5 и 3,5 кГ/мм2.
Поршневые литейные алюминиевые сплавы. Алюминиевые сплавы нашли широкое применение для поршней, особенно автомобильных. По сравнению с серым чугуном они обладают рядом преимуществ: высокой теплопроводностью, низким удельным весом и хорошей обрабатываемостью. Однако чугунные поршни в тяжелых условиях работы (например, втракторах) показывают большую износостойкость, чем алюминиевые, у которых, кроме того, скорее возможно заедание в чугунных цилиндрах вследствие более высокого коэффициента теплового расширения. Следует отметить, что поршни из силуминов с повышенным содержанием кремния имеют более низкий коэффициент расширения, что позволяет без опасений уменьшать зазор между поршнем и стенкой цилиндра. Наконец, алюминиевые поршни дороже чугунных.
В автомобильной промышленности для алюминиевых поршней, головок блоков и других деталей в НАМИ разработан дешевый многокомпонентный, малокремнистый, цинковистый силумин на основе вторичного алюминия, впоследствии вошедший в ГОСТ под маркой АЛ 17В.
Деформируемые сплавы алюминия. К этим сплавам в основном предъявляются два требования: высокая прочность и способность поддаваться пластической деформации. Структура подавляющего большинства деформируемых сплавов алюминия состоит из твердого раствора на алюминиевой основе и избыточных фаз. Деформируемые сплавы алюминия изготовляются в виде листов, ленты, профилей, прутков, труб, проволоки и могут поставляться в виде поковок.
Алюминий и его сплавы
405
Промышленный алюминий и сплавы, не упрочняемые термической обработкой, пластичные, но с невысокой прочностью, например А1—Мп или А1—Mg, имеют ограниченное применение.
Наиболее распространенными являются сплавы типа дуралюмина, которые после термической обработки дают высокую прочность.
В табл. 42 приведены деформируемые сплавы алюминия, где дуралюмины маркируются буквами Д или В, а кованые сплавы — буквой К; цифра означает номер сплава.
Таблица 42
Деформируемые сплавы алюминия
Название	Марка сплава	Химический состав ь % (А1—остал! ное)							Прочие примеси (не более)
		Си	Mg	Мп	Ni	SI	Fe (не более)	Zn (не более)	
Дуралю мин А1— Си— Mg Al—Си— Mg—Zn	Д1 Д16 В95	3,8—4,8 3,8—4,9 1.7	0,4—0,8 1,2—1,8 2,3	0,4—0,8 0,3—0,9 0.4	<0,1 0,2 % Сг	<0,7 <0,5	<0,7 <0,5	<0,3 <0,3 6	0,1 0,1
Жаропрочные сплавы	АК2 АК4	3,5—4,5 1.9—2,5	0,4—0,8 1,4—1.8	<0,2 <0,2	1,8—2,? 1,0—1,5	0,5—1,0 0.5—1,2	0,5—1,1 1.1 —1,1	<0,3 <0,3	0,1 0,1
До термической обработки прокатанный и отожженный дуралю-мин марок Д1 и Д16, являющихся в основном сплавами AI—Си—Mg, имеет сравнительно невысокие механические свойства <Jb < 22 кГ/мм2, и б < 20%. В структуре такого дуралюмина (фиг. 264, а) наблюдается a-твердый раствор на основе алюминия, светлые выделения CuAI 2 и фазы S (CuMgAl2) и темные включения нерастворимых соединений железа.
Повысить механические свойства дуралюмина можно путем термической обработки, которая сводится к закалке и старению.
Закалка дуралюмина производится обычно нагревом его в соляных ваннах или электрических печах до температуры около 495— 510° с целью перевода СиА12 и фазы S (CuMgAl2) в твердый раствор с последующим быстрым охлаждением в воде. Температура закалки для дуралюмина Д1 (Д17) — 505—510°, а для Д16 — 495—503°; необходимо отметить узкие интервалы закалочных температур, осложняющие практику их термической обработки.
В результате быстрого охлаждения у дуралюмина легко фиксируется структура (фиг. 264, б) пересыщенного (неустойчивого) твердого раствора и темных нерастворившихся соединений железа.
406
Цветные металлы и сплавы
После закалки прочность и твердость дуралюмина почти не изменяются и остаются относительно невысокими.
Фиг. 264. Структура дуралюмина (Х500):
а—прокатанного и отожженного; б—после закалки.
Старение дуралюмина при 20° (фиг. 265) — естественное старение, при котором проходят первая и вторая его стадии, обеспечивает в течение четырех-пяти суток наиболее высокие его механические
Фиг. 265. Изменение предела прочности при старении дуралюмина при разных температурах (по С. М. Воронову).
свойства — предел прочности оь до 43 кГ/мм2, при этом наибольшее повышение оь происходит за первые сутки после закалки.
При искусственном старении повышение температуры (фиг. 265) увеличивает скорость старения, но увеличение предела прочности
Алюминий и его сплавы
407
по сравнению с увеличением прочности при естественном старении с повышением температуры несколько снижается, так как на первые две стадии процесса старения может накладываться процесс коагуляции (роста) выделяющихся фаз, что, естественно, несколько раз-упрочняет дуралюмин. При 150 и 200°, по мере протекания процесса старения, уже в течение первых и вторых суток кривые показывают понижение предела прочности оь, т. е. разупрочнение.
Предел прочности на растяжение и твердость состаренного дур-алюмина можно еще больше повысить (оь — до 55 кГ/мм2, НВ — до 160) путем холодной обработки давлением; однако удлинение при этом сильно уменьшается.
Помещение дуралюмина сразу после закалки в среду с температурой ниже —5° сильно замедляет процесс старения. Именно этим объясняется практика хранения на заводах заклепок из закаленного дуралюмина в холодильнике до установки их на место.
Основной причиной повышения прочности и твердости дуралюмина при старении, как уже отмечалось, является выделение из твердого раствора атомов меди в виде зон Гинье-Престона по границам блоков твердого раствора.
Нормальный дуралюмин Д1 (см. табл. 42) имеет среднюю прочность и среднюю пластичность, а дуралюмин повышенной прочности Д16 вследствие более высокого содержания магния отличается меньшей пластичностью, особенно в горячем состоянии.
Механические свойства состаренного дуралюмина Д1 : сь — до 42 кГ/мм2 и б 18%.
Наиболее прочными из деформируемых сплавов алюминия в настоящее время являются сплавы системы А1—Си—Mg—Zn, например сплав В95 (см. табл. 42), который после закалки при 450° и длительного искусственного старения при 120—150° в течение 10—20 час. имеет сь до 60 кПмм2, os до 55 кГ/мм2, б около 12%. Недостатком его является повышенная по сравнению с дуралюмином Д1 и Д16 склонность к коррозии и совершенная непригодность для работы при температурах выше 150°, так как его механические свойства быстро понижаются при повышении температуры.
Применяя дуралюмин и другие алюминиевые сплавы, следует иметь в виду, что их модуль упругости составляет всего 7000 кПмм2, т. е. он почти в 3 раза меньше, чем у стали. Это значит, что при одном и том же напряжении упругая деформация у данных сплавов в 2,5 раза больше, чем у стали. Следовательно, в тех случаях, когда на скелете конструкций крепятся дуралюминиевые листы, нужно уменьшить пролеты, чтобы обеспечить достаточную жесткость листов, или же увеличить их толщину.
Крупным недостатком сплавов типа дуралюмина является их низкая коррозионная стойкость, особенно в морской воде. Чтобы предохранить эти сплавы от коррозии, следует изделия тщательно окрашивать, а еще лучше — подвергать их плакированию. Для этого перед прокаткой заготовку из дуралюмина покрывают с обеих сторон
408
Цветные металлы и сплавы
тонкими листами самого чистого алюминия, нагревают ее и прокатывают до требуемой толщины. В результате на поверхности образуется равномерный слой чистого алюминия (толщиной 4% от общей толщины на сторону плакированного листа), очень стойкого против коррозии. Предел прочности и предел текучести плакированных листов дуралюмина слегка снижаются, а удлинение немного увеличивается.
Для штампованных деталей повышенной жаропрочности применяются сплавы АК2 и АК4 (см. табл. 42), в которые добавляется 0,1—0,12% Ti для создания мелкозернистости благодаря образованию мельчайших частиц Al3Ti и для облегчения обрабатываемости режущим инструментом.
2.	МАГНИЙ И ЕГО СПЛАВЫ
Магний имеет удельный вес около 1,7, следовательно, из применяемых в машиностроении металлов и сплавов является наиболее легким. Магний имеет гексагональную плотносложенную решетку.
Температура плавления магния 650°, температура кипения 1097°. Магний при температуре, близкой к температуре плавления, легко воспламеняется и горит ослепительным пламенем, выделяя много тепла.
Механические свойства магния, особенно предел текучести (~2 кГ/мм2}, низки, поэтому магний в чистом виде в машиностроении не применяют. Сплавы магния обладают гораздо лучшими механическими свойствами, что обеспечивает им все более широкое применение. За последние годы производство магния и его сплавов возросло во много раз.
Магний и его сплавы отличаются относительно плохой деформируемостью, так как гексагональная плотносложенная решетка у них имеет лишь одну возможную плоскость скольжения (основание призмы).
Нормальный модуль упругости магниевых сплавов Е = 4350 ч--4- 4650 кГ/мм2, т. е. еще меньше, чем алюминиевых сплавов. Магниевые сплавы отличаются удовлетворительными ударной вязкостью и пределом выносливости, но чувствительны к концентрации напряжений.
Влияние примесей. Основными легирующими элементами в сплавах магния являются алюминий, цинк и марганец.
Алюминий добавляется в сплавы магния в количестве до 11% и увеличивает их механические свойства —твердость, предел прочности и предел текучести.
Цинк добавляется в сплавы магния в меньшем количестве (до 2%); он повышает механические свойства, но меньше, чем алюминий, увеличивает пластичность (удлинение) и улучшает их литейные качества.
Марганец увеличивает сопротивление магниевых сплавов коррозии. Для этого к сплавам Mg —Al —Zn добавляют 0,1—0,5% Мп.
Магний и его сплавы
409
Небольшие добавки церия, циркония и бериллия повышают жаропрочность сплавов магния, способствуют мелкозернистости и пластичности, понижают окисляемость.
Вредными примесями в сплавах магния являются никель, железо, медь и кремний. Особенно вреден никель, понижающий сопротивление коррозии; его количество не должно превышать 0,005% для деформируемых сплавов и 0,03% для литейных.
Железо и медь, понижающие коррозионную стойкость сплавов, также допускаются в магниевых сплавах в незначительных количествах. Содержание кремния не должно превышать 0,25%, так как он снижает и коррозионную стойкость, и механические свойства сплавов магния.
Литейные сплавы магния. Литейные сплавы магния имеют следующие достоинства: меньший (в 1,5 раза) удельный вес в сравнении со сплавами алюминия; хорошую обрабатываемость режущим инструментом. Недостатками сплавов магния являются: низкая устойчивость против коррозии; худшие, чем у алюминиевых сплавов, литейные свойства; сложная технология литья —необходимость применения защитных флюсов и добавок в формовочную землю для предотвращения возможности горения сплавов при заливке; низкий предел текучести, составляющий только 30—50% предела прочности.
Состав некоторых литейных магниевых сплавов приведен в табл. 43.
Таблица 43 Литейные сплавы магния
(по ГОСТ 2856-55)
Система	Марка сплава магния	Содержание основных компонентов в %		
		А1	Мп	Zn
Mg—Мп	МЛ2			1,0 -2,0		
	f МЛ4	5,0—7,0	0,15—0,5	2,6—3,0
Mg—Al—Zn	1 МЛ5	7,5—9,0	0,15—0,5	0,2—0,8
Алюминий и цинк вводятся в сплавы магния для упрочнения, а марганец —для создания мелкозернистости и повышения сопротивления коррозии. Все они в твердом состоянии растворяются в магнии, причем растворимость их понижается с понижением температуры, что позволяет производить термическую обработку, которая, однако, для магниевых сплавов имеет меньшее значение, чем для алюминиевых сплавов.
Наиболее распространенным литейным сплавом магния является МЛ5, который отличается, по сравнению с другими, лучшей жидкотекучестью, меньшей наклонностью к микрорыхлотам и пористости и хорошей обрабатываемостью резанием, допускает отливки в землю, в металлические формы и под давлением.
410
Цветные металлы и сплавы
Сплав ДОЛ4 имеет несколько худшие литейные качества, чем МЛ5. Типичные механические свойства сплава МЛ5: предел прочности при растяжении аь 15 кГ/мм*, удлинение д=кЗ%, а сплава МЛ4: аь 16 кГ/мм* и d 3%.
Деформируемые сплавы магния. Эти сплавы по составу близки к литейным и принадлежат также к системам Mg —Мп и Mg —Al — Zn. В основном их применяют в прутках и фасонных профилях для изготовления деталей горячей штамповкой в интервале 280—450° для улучшения их пластичности, так как гексагональная решетка магния затрудняет их пластическую деформацию при комнатной температуре.
Наиболее прочными деформируемыми сплавами магния являются МАЗ и МА5, содержащие в среднем соответственно 6 и 8,5% А1 при 1,0 и 0,5% Zn и 0,3% Мп. Предел прочности у этих сплавов после термической обработки достигает <зь = 30 ч- 35 кГ/мм*. Сплав МА1, содержащий в среднем 2% Мп без других компонентов, применяется как листовой материал и имеет повышенную пластичность, но меньший предел прочности (оь около 20 кГ/мм*).
3.	ТИТАН И ЕГО СПЛАВЫ
Один из самых распространенных металлов в земной коре —титан — отличается малым удельным весом (4,5), высоким сопротивлением коррозии и высокой прочностью.
Титан имеет высокую температуру плавления 1660 + 10°, т. е. на 120° выше, чем у железа; он парамагнитен.
Титан существует в двух аллотропических формах — а и р.
1.	Ниже 882,5° устойчивым является а-титан, имеющий плотносложенную гексагональную решетку с параметрами а — 2,95 кХ и с = 4,68 кХ, отношение которых-^- — 1,587, значительно меньше, чем у других металлов с решеткой такого же типа —кадмия, магния и цинка.
2.	Выше 882,5° устойчивым является Р-титан, имеющий объемно-центрированную кубическую решетку с параметром а — 3,3 кХ при 900°.
Чистый титан по сочетанию прочности и пластичности (предел прочности о6 = 25 кГ/мм*, предел текучести оо2 = 14 кГ/мм* и удлинение б — 55%) превосходит другие чистые металлы, что особенно ценно ввиду его низкого удельного веса й распространенности в земной коре.
Благодаря образованию на поверхности изделий из титана и его сплавов тонкой и очень прочной пленки окислов они отличаются высокой коррозионной стойкостью, особенно в атмосфере и морской воде, и в ряде случаев превосходят в этом отношении даже аустенитную нержавеющую сталь Х18Н9.
Титан и его сплавы
411
Однако при высоких температурах, особенно в жидком состоянии, титан является одним из самых активных в химическом отношении элементов Титан жадно соединяется с кислородом, азотом и углеродом, образуя очень устойчивые окислы, нитриды и карбиды, а также растворяет водород и разъедает обычные огнеупоры. Все это затрудняет и очень удорожает производство титана.
Наиболее чистый титан получается в небольших количествах путем термического разложения его летучих соединений с иодом, поэтому называется иодитным.
Технический титан. Технический титан получают восстановлением при 950° газообразного четыреххлористого титана магнием
TiCl4 + 2 Mg -> Ti + 2 MgCl 2.
Полученный при этом губчатый титан переплавляется или в вакууме, или в атмосфере нейтральных газов (аргона, гелия).
Вредными примесями титана и его отходов являются элементы, образующие с ним твердые растворы внедрения — кислород, азот, углерод и водород, содержание которых в нем должно быть минимально. Например, в техническом титане марки ВТ1 допускается содержание элементов: не более: 0,15% О, 0,04% N, 0,1 % С, 0,015% Н, 0,3% Fe, 0,15% Si.
Листы технического титана марки ВТ1 толщиной до 2 мм имеют следующие механические свойства: аь = 45 — 60 кГ/мм2, б — не менее 30%.
Водород даже в незначительном количестве (больше 0,015% Н) вследствие образования гидридов сильно понижает ударную вязкость и вызывает трещины, особенно у изделий с концентраторами напряжений или при температурах ниже — 120°. Для понижения содержания водорода применяют двойную вакуумную плавку титановой губки, а также отжиг титана и его сплавов в вакууме.
Микроструктура технического титана (фиг. 266, а) состоит из зерен а-твердого раствора с выделениями гидридов титана.
Технический нелегированный титан может применяться при температурах не выше 350°.
Влияние легирующих элементов. Важнейшими легирующими элементами для сплавов титана являются алюминий, ванадий, молибден, марганец, хром и олово, которые образуют у них твердые растворы замещения.
Легирующие элементы по характеру их действия в сплавах титана делятся на три группы: алюминий у них повышает температуру аллотропического превращения (а -> Р) и стабилизирует P-фазу; ванадий, молибден, марганец и хром, наоборот, снижают температуру аллотропического превращения, в некоторых случаях даже до комнатной, стабилизируют P-фазу и расширяют область P-фазы на диаграммах состояния их сплавов с титаном (фиг. 267); цирконий является так называемым «нейтральным упрочнителем».
412
Цветные металлы и сплавы
Вредные примеси, образующие твердые растворы замещения (кислород, азот и углерод), являются стабилизаторами а-фазы.
Фиг. 266. Структура титана и его сплавов.
Классификация титановых сплавов. По структуре различают
три группы титановых сплавов: на основе a-твердого раствора; на основе а + P-твердого раствора; на основе P-твердого раствора.
Фиг. 267. Схема диаграммы состояния сплавов титана (по Финлей, Бредфорд и Фрезер).
Наиболее широкое промышленное применение получили титановые сплавы второй группы, имеющие структуру (см. фиг. 266, б) из а + P-фаз, из них P-фаза обеспечивает высокую прочность и пластичность сплава, а назначением а-фазы является растворение вредных элементов, образующих с титаном твердые растворы по типу внедрения, так как допустимое количество их в P-фазе очень мало.
Большим преимуществом титановых сплавов на основе а + P-твердого раствора является возможность значительного повышения их механических свойств путем термической обработки.
Сплавы на основе а-твердого раствора применяются реже,
Титан и его сплавы
413
а сплавы со структурой чистой 0-фазы до сих пор совсем не применяются.
В табл. 44 приведен состав и механические свойства некоторых титановых сплавов.
Таблица 44
Тнтаиовые сплавы
(по АМТУ 388-57)
Марка сплава	Примерное содержание легирующих элементов в %	Механические свойства			
		предел прочности в кГ/мм2	предел текучести а0,г в кГ/мм2	удлинение 6 в %	сужение в %
ВТЗ	5А1—2,5Сг	95—115	85—105	10—15	25—40
ОТ4	ЗА1—1,5Мп	70—85	55—65	15—40	25—55
ВТ6	6А1—4V	90—100	88—90	8—13	30—45
ВТ8	6А1—ЗМо	105—118	95—110	9—15	30-55
Как видно из табл. 44, титановые сплавы отличаются лучшими механическими свойствами, чем технический титан. При этом сплав ВТЗ может применяться только до 350°, сплав ОТ4 отличается хорошей пластичностью и предназначается для деталей, штампуемых из листов, подвергаемых сварке и работающих при повышенных температурах.
Сплав ВТ6 является теплоустойчивым и очень распространенным сплавом, его a-фаза упрочнена алюминием, а 0-фаза стабилизирована ванадием; он рекомендуется для изделий, подвергаемых термической обработке и сварке и работающих при повышенных температурах в пределах до 400°.
Сплав ВТ8 является наиболее теплоустойчивым из всех приведенных в табл. 44 сплавов и предназначается для кованых и штампованных изделий.
Вопрос о создании теплоустойчивых титановых сплавов очень важен, так как технический титан при повышенных температурах отличается очень низким сопротивлением ползучести. Вредные примеси (кислород, азот и углерод), присутствующие в твердом растворе внедрения, хотя и несколько повышают прочность технического титана при комнатной температуре, но при повышенных температурах благодаря подвижности своих атомов в решетке они теряют свое упрочняющее действие.
Термическая обработка титановых сплавов. Титановые сплавы, содержащие стабилизирующие 0-фазу элементы в количестве от 3 до 9%, могут значительно повышать свою прочность и пластичность благодаря закалке и старению.
Нагрев таких сплавов для закалки производится до температур, отвечающих а + 0-области на диаграммах их состояния, для частич
414
Цветные металлы и сплавы
ного превращения а-фазьг в p-фазу. Закалка с этих температур при комнатной температуре сохраняет неустойчивую P-фазу, образовавшуюся при нагреве.
Старение закаленных сплавов производится длительной выдержкой их при 430—540° с целью образования мельчайших выделений a-фазы в P-твердом растворе.
Старение титановых сплавов должно сопровождаться достаточно продолжительной выдержкой для полного превращения промежуточной о» (Р')-фазы в a-фазу. Чем выше температура старения, тем меньше продолжительность такой выдержки, например при 430° она должна быть до 24—48 час., а при 480° —4 —8 час.
Промежуточная ю-фаза благодаря сложности ее кристаллической решетки отличается высокой твердостью и хрупкостью и делает титановые сплавы хрупкими. Она образуется из неустойчивой P-фазы в интервале температур от комнатной до 480° при следующем превращении:
Р —> со -|- Р —> <х ~Ь р.
Омега-х ру пкост и подвержены титановые сплавы, содержащие вредные элементы, образующие твердые растворы внедрения. Элементы, образующие твердые растворы замещения, замедляют превращение р в а и понижают склонность к «омега-хрупкости». Алюминий при добавке в сплавы, содержащие ванадий и марганец, препятствует образованию ю-фазы, хотя и не устраняет ее полностью.
Изделия из титановых сплавов могут подвергаться химико-термической обработке, т. е. азотированию и цементации, при которых поверхность их насыщается карбонитридами, что повышает твердость и износостойкость поверхности.
Применение титана и его сплавов. Малый удельный вес, высокая прочность и большая по сравнению с алюминиевыми и магниевыми сплавами теплоустойчивость обеспечивают применение титановых сплавов в высокоскоростной авиации.
При этом надо иметь в виду, что модуль упругости титана и его сплавов примерно в 2 раза меньше, чем у стали; в конструкциях, где важна жесткость, это имеет большое значение. Если жесткость стальной балки принята за 100%, то для балки тех же размеров из сплава титана жесткость будет 55%, из дуралюмина 33%, а из магниевого сплава только 22%.
По мере усовершенствования производства титана и снижения его высокой стоимости он безусловно найдет широкое применение во многих отраслях промышленности.
Например, благодаря высокой коррозионной стойкости титан будет применяться в химической и пищевой промышленности, а также в судостроении; в энергомашиностроении применение прочных и легких титановых сплавов снизит напряжение, развивающееся от центробежных сил в лопатках компрессоров и последних ступеней паровых турбин.
Медь и ее сплавы
415
4.	МЕДЬ И ЕЕ СПЛАВЫ
В электромашиностроении и при производстве проводов очень широко применяется чистая медь, которая по электропроводности занимает среди металлов второе место после серебра. Медь — вязкий металл красновато-розового цвета. Кристаллическая решетка меди — куб с центрированными гранями. Микроструктура чистой меди состоит из зерен с характерными двойниками (фиг. 268). Медь отличается хорошей теплопроводностью и стойкостью против атмосферной коррозии.
Фиг. 268. Схема структуры меди.
Фиг. 269. Влияние примесей на электропроводность меди.
Присутствие в меди других элементов, даже в незначительном количестве, может сильно понизить ее электропроводность. Примеси, не растворяющиеся в меди или образующие неметаллические включения (например, свинец, висмут, сернистые и кислородные включения и силикаты), мало изменяют ее электропроводность (фиг. 269), если они присутствуют в виде отдельных изолированных частиц. По-разному изменяют электропроводность меди элементы, образующие с ней твердые растворы. Например, серебро, принадлежащее к той же группе, что и медь, и обладающее полной растворимостью в ней втвердом состоянии,оченьмалопонижаетееэлектропроводность. Наоборот, элементы с ограниченной растворимостью в меди в твердом состоянии, т. е. элементы, сильно искажающие ее решетку и стоящие от нее в далеких группах периодической системы (например, мышьяк), резко понижают электропроводность меди. Чем меньше растворимость данного элемента и чем больше искажение решетки меди, тем сильнее уменьшается ее электропроводность, например фосфор понижает электропроводность меди больше, чем олово, а олово —больше, чем цинк. Однако разные элементы вызывают разное искажение решетки, — например, олово, цинк и алюминий
416
Цветные металлы и сплавы
расширяют ее, а никель и кобальт сжимают. Последние два элемента, возможно, искажают решетку сильнее, чем, по-видимому, и объясняется большое снижение электропроводности меди никелем, несмотря на его полную растворимость в ней.
Если от проводов не требуется высокой механической прочности, то их изготовляют из чистой меди. В других случаях (например, для трамвайных или троллейбусных проводов) медь легируют небольшими количествами кадмия (0,8—1,0% Cd). Этим способом можно почти утроить предел прочности провода и получить электропроводность, равную примерно 90% электропроводности чистой меди.
Вредные примеси в меди. Механические и технологические свойства меди сильно понижаются от прибавления висмута, свинца, серы и кислорода. Висмут и свинец почти не растворяются в меди и, образуя легкоплавкие эвтектики, располагающиеся по границам зерен, создают краснолом и препятствуют горячей прокатке меди.
Сера образует с медью соединение Cu2S, которое, в свою очередь, дает эвтектику Си —Cu2S, отличающуюся большой хрупкостью. Следовательно, сера, даже в небольшом количестве, создает у меди хрупкость.
Кислород, присутствуя в очень небольшом количестве, образует закись меди Си2О серовато-голубого цвета, которая образует эвтектику Си —СигО, содержащую только 3,4% СигО и к тому же располагающуюся по границам зерен. Эта эвтектика создает хрупкость меди, а при нагреве в атмосфере, где присутствует водород, последний диффундирует в медь, и, соединяясь на границах зерен с кислородом, образует пары воды. Это ведет к появлению трещин — водородной болезни меди.
Примеси серы и кислорода не создают у меди красноломкость, так как температуры плавления эвтектики Си — Cu2S и Си — Си2О значительно превышают температуру ее прокатки.
Влияние холодной обработки. Многие изделия из меди изготовляют холодным волочением, прокаткой или штамповкой. Под влиянием холодной обработки зерна меди разрушаются на мелкие осколки, и затем большие обжатия способствуют предпочтительной ориентации этих обломков. В результате предел прочности меди и ее твердость повышаются, а удлинение падает. Электропроводность меди после холодной обработки (наклепа) несколько снижается.
Для создания нормальной мелкозернистой равноосной структуры и восстановления пластических свойств медь подвергают рекристаллизационному отжигу при 500—600°.
Латунь. Сплав меди с цинком называется латунью. Сплавы системы Си — Zn весьма распространены, что обусловливается их меньшей стоимостью и меньшим удельным весом цинка по сравнению с медью. Техническое применение имеют сплавы, содержащие до 50% Zn.
Диаграмма сплавов меди с цинком (фиг. 270) состоит из пяти простых перитектических диаграмм. Выше линии ликвидуса все
Медь и ев сплавы
417
сплавы меди с цинком находятся в жидком состоянии. Ниже линии солидуса существует шесть различных фаз — а, ₽, у, 6, е и ц (табл. 45).
Фиг. 270. Диаграмма сплавов меди с цинком.
Как видно из табл. 45, a-фаза является твердым раствором цинка в меди, а т]-фаза — твердым раствором меди в цинке; Р-, у- и е-фазы представляют собой твердые растворы, которые в основе имеют не чистые металлы, а интерметаллические соединения электронного
типа CuZn, CusZn8 и CuZn3; 6-фаза пока еще недостаточно изучена.
При увеличении содержания цинка в сплавах меди механичен ские свойства латуни (фиг. 271) сначала улучшаются — возрастает как предел прочности,так и относительное удлинение. Когда же содержание цинка приближается к 5О°/о, 6 резко падает, а оь весьма заметно снижается. Поэтому в машиностроении применяют сплавы, содержащие меньше 50°/о Zn, т. е. а-латуни и а + р-латуни;
27 Болховитинов Н. Ф.
302
Фиг. 271. Влияние циика на механические свойства латуней.
418
Цветные металлы и сплавы
Фазы сплавов меди с цинком
Таблица 45
Название 4 азы (твердого раствора)	Тип решетки	Растворитель	Отношение числа валентных электронов к числу атомов у раство; ителя	Содержание меди при 400° в %
а	Куб с центрированными гранями 		Си	—	100,0—61,0
₽	Центрированный куб ....	CuZn	3 2	54,5—50,0
Y	Особо сложная		Cu5Zn8	21 13	41,5—32,5
е	Гексагональная 		CuZn3	7 4	21,5—13,5
11	Гексагональная плотносложенная 		Zn	—	2,66—0
0- и у-латуни являются твердыми и хрупкими, поэтому технического применения не имеют. Наибольшей пластичностью обладают а-ла-туни.
Линии ликвидуса и солидуса латуней расположены близко друг к ДРУГУ> так что данные сплавы не подвержены сильной дендритной ликвации; в литом состоянии их структура имеет дендритный характер, указывающий на некоторую неоднородность концентрации твердого раствора. После холодной обработки и рекристаллизационного отжига а-латунь приобретает однородную зернистую структуру с характерными двойниками (фиг 272, а) и отличается низкой твердостью и высокой пластичностью. Величина зерен а-латуни имеет большое влияние на ее механические свойства: чем мельче зерно, тем выше механические свойства. Величина зерна латуни зависит от условий ее термической обработки.
Более твердая и менее вязкая 0-латунь также имеет зернистую структуру, но без двойников: а+0-латуни имеют в структуре светлую составляющую а и темную 0 (фиг. 272, б). По соотношению площадей можно судить о примерном содержании цинка и меди в а -|- 0-латуни, так же как по соотношению между площадями феррита и перлита ориентировочно определяют содержание углерода в стали.
0-латунь имеет большую твердость и меньшую вязкость, чем а-латунь. Хрупкая 0 + у-латунь (фиг. 272, в) имеет характерную структуру, где 0 протравливается и темнеет, а у остается светлой составляющей.
Медь и ее сплавы
419
Некоторые марки из применяемых в машиностроении латуней приведены в табл. 46. Марки латуни обозначаются буквой Л, за которой следуют цифры — среднее содержание меди в процентах; буква С указывает на присутствие свинца.
а-латунь Л90 с большим содержанием меди, называемая томпаком, и Л70, называемая патронной, очень хорошо поддаются холодной прокатке, штамповке, прессованию и волочению, но вследствие вязкости плохо обрабатываются режущим инструментом.
а -|- 0-латунь Л62 с меньшим содержанием меди дешевле, но ее пластичность меньше, чем у Л90 и Л70.
°)	б)	в)
Фиг. 272. Структура латуни (X 100).
Латунь ЛС59-1 очень хорошо обрабатывается режущим инструментом, благодаря включениям свинца, которые способствуют отделению стружки и получению гладкой поверхности деталей. Эта латунь обладает повышенной твердостью, не может подвергаться из-за низкой пластичности холодной обработке давлением и применяется для отливки фасонных деталей.
Латунь хорошо сопротивляется коррозии в атмосферных условиях, но в средах, содержащих аммиак, двууглекислый газ или некоторые соли и кислоты, она корродирует быстрее. Увеличение
Таблица 46
Латуни
(по ГОСТ 1019-47)
Марка латуни	Си в %	РЬ в %	Марка латуни	Си в %	РЬ в %
Л90	88—91	—	Л62	60,5—63,5	—
Л70	69—72	—	ЛС59-1	57-60	0,8—1,9
27*
420
Цветные металлы и сплавы
содержания цинка в латуни и появление ₽-фазы в ее структуре усиливают коррозию.
Наиболее распространенными видами коррозии латуни является коррозийное растрескивание и обесцинкование. Коррозийное рас-
трескивание вызывается растягивающими напряжениями в присутствии достаточно агрессивной среды. При обесцинковании сначала
происходит растворение поверхностного слоя латуни, затем осаждение губчатой пленки меди на ее поверхности, которая вызывает образование гальванической пары с латунью и быструю коррозию.
Для повышения механических свойств и коррозийной стойкости латуни в нее добавляют алюминий, никель, марганец, кремний и дру-
гие элементы. Такие латуни называются специальными; сведения о них имеются в литературе, приведенной в конце этой главы.
Бронзы. Сплавы меди с оловом, алюминием, свинцом, кремнием, марганцем, бериллием и другими элементами, за исключением цинка, называются бронзами.
Оловянистая бронза. Оловя-нистая бронза является одним из старейших металлических сплавов. Медь дает с оловом диаграмму состояния сплавов, составленную, подобно диаграм-перитектических диаграмм 1 (фиг. 273).
ме меди с цинком, из ряда
Однако влияние олова на структуру сплавов эффективнее влияния цинка примерно в 2 раза. Оловянистые бронзы подвержены сильной дендритной ликвации, на что указывает очень большое расстояние
между линиями ликвидуса и солидуса на диаграмме меди с оловом.
В системе Си — Sn образуются a-твердый раствор олова и меди, имеющий, как у чистой меди, решетку куба с центрированными гранями, и ряд промежуточных твердых растворов, построенных на основе соединений электронного типа. Основой p-твердого раствора служит соединение Cu3Sn с отношением числа валентных элект-
3
ронов к числу атомов у , основой у-твердого раствора — соединение
21	7
Cu31Sng с отношением -у и основой е-твердого раствора CuSn--у •
1 При пользовании диаграммой Си—Sn (фиг. 273) следует иметь в виду, что сплошные ее линии отвечают условиям равновесия, т. е. структурам бронз, приближающимся к равновесным, например после сильного их деформирования и отжига или после их очень длительного отжига. Для литых же и иеотожженных сплавов вследствие малой скорости диффузии олова в меди и склонности бронз к ликвации эти линии располагаются по пунктирным линиям диаграммы.
Медь и ее сплавы
421
В области сплавов с высоким содержанием меди участок однородного a-твердого раствора ограничивается двумя кривыми, из которых пунктирная отвечает быстрому охлаждению, а сплошная — медленному охлаждению.
Структура промышленных оловянистых бронз вследствие малой скорости диффузии олова в меди, а также благодаря сильной ликвации не всегда соответствует диаграмме сплавов Си — Sn. Из-за малой скорости превращения литые бронзы с 8—10% Sn состоят из а-твер-
Фиг. 274. Структура оловянистой бронзы:
а — дендриты, травление 8%-ным аммиачным раствором (X 100); б — включения эвтектоида, травление 3%-ным раствором FeCl3 в 10%-ном НС1 (Х500).
дого раствора олова в меди неоднородной концентрации и эвтектоида. Дендриты бронзы, богатые медью, при травлении темнеют (фиг. 274, а), а междендритные пространства, богатые оловом, а также эвтектоид остаются светлыми. Эвтектоид состоит из а + 6, где 6 представляет собой химическое соединение.
В бронзе с 8—10% Sn после травления 3%-ным раствором FeCl3 в 1096-ной НС1 светлый эвтектоид (фиг. 274, б) очень хорошо виден на фоне протравившихся темных участков структуры, богатых оловом; области структуры, богатые медью, после травления этим реактивом оказываются более светлыми.
Цинк, если он присутствует в бронзе, полностью находится в твердом растворе и не обнаруживается под микроскопом; он улучшает ее механические свойства и жидкотекучесть. Свинец присутствует в виде отдельных темных включений, которые можно различить даже без травления; он улучшает антифрикционные свойства и обрабатываемость режущим инструментом. Никель измельчает зерно и повышает механические свойства.
422
Цветные металлы и сплавы
Фосфор служит раскислителем и устраняет хрупкие включения окиси олова, повышает жидкотекучесть, износостойкость и антифрикционные свойства.
В табл. 47 приведен состав некоторых распространенных в машиностроении бронз.
Таблица 47
Бронзы
Марка	Химический состав в %			Примеры применения
	Sn | Zn | Прочие			
Оловянистые				
Бр. ОФЮ-1 	 Бр. ОЦС6-6-3	....	10 6	6	1% Р 3% Pb	Отливки, подшипники Отливки, арматура
Алюминиевые,	кремнистая ибериллневая				
	Al	Fe	Прочие	
Бр. А5	 Бр. АЖ9-4	 Бр. АЖМц 10-3-1,5 . . Бр. АЖН 4-4-4 .... Бр. КМц 3-1	 Бр. Б2		5 9 10 4	4 3 4	1,5% Мп 4% Ni 3% Si 1% Мп 2% Be	Обработка давлением, монетное производство Отливки, штамповки » » Детали, работающие при повышенных температурах Пружины Пружины, детали высокой прочности
Наилучшими литейными свойствами — минимальной усадкой — обладают оловянистые бронзы, например Бр. ОФЮ-1, называемая фосфористой, но входящее в ее состав олово дорого и дефицитно.
Бронзы, выплавляемые из чистых металлов-, дороги, поэтому применяются только для наиболее ответственных изделий. В машиностроении чаще применяются более дешезые и доступные вторичные бронзы, получаемые при переплавке лома и отходов, например марки Бр. ОЦС 6-6-3.
Алюминиевые бронзы. Алюминиевые бронзы отличаются высокими механическими, антикоррозийными и антифрикционными свойствами и пользуются большим распространением в промышленности; состав некоторых из них приведен в табл. 47. Они бывают как двойными, например марки Бр. А5, так и многокомпонентными с присадками железа, марганца, никеля марки Бр. АЖ 9-4, Бр. АЖМц 10-3-1,5, Бр. АЖН 10-4-4.
В a-твердом растворе может находиться до 9,8?4> А1. Двойная алюминиевая бронза марки Бр. А5 отличается высокой прочностью и пластичностью и хорошо поддается как холодной, так и горячей обработке давлением,
Подшипниковые и другие металлы и сплавы
423
Многокомпонентные сплавы прочнее и технологичнее, но менее пластичны.
Железо задерживает фазовую перекристаллизацию алюминиевой бронзы и предотвращает это образованием крупнозернистой и хрупкой у-фазы при охлаждении отливок. Марганец входит в твердый раствор и повышает прочность и коррозийные свойства бронзы. Никель улучшает механические свойства бронз при повышенных температурах, повышает износостойкость их и создает возможность их термической обработки.
По сравнению с оловянистыми бронзами алюминиевые обладают несколько худшими литейными качествами: дают большую усадку, более склонны к образованию трещин при затрудненной усадке, при неблагоприятных условиях плавки и заливки больше насыщаются газами и окисляются. У алюминиевых бронз вследствие образования окислов алюминия труднее -получить герметичные отливки сложной формы, наконец, они труднее поддаются пайке.
Однако многокомпонентные алюминиевые бронзы широко применяются для отливок и штамповок как качественные заменители оло-вянистых бронз.
Кремнистая бронза Бр. КМЦ 3-1 идет на изготовление пружин.
Бериллиевая бронза Бр. Б2 в результате закалки и последующего старения приобретает весьма высокие механические свойства. Если после закалки при 800° бериллиевая бронза имеет = 50 кПмм2, 6	30% и НВ ~ 100, то после старения в течение 2 час. при 350°
твердость увеличивается до НВ 400, предел прочности до — = 130 -4- 150 кПмм2, но относительное удлинение падает до 6 = = 1,5 -н 2%.
Кроме перечисленных в табл. 47 бронз, в машиностроении применяется много и других марок и составов как оловянистых, так и других бронз, сведения о которых можно найти в литературе, приведенной к конце этой главы.
5.	ПОДШИПНИКОВЫЕ И ДРУГИЕ МЕТАЛЛЫ И СПЛАВЫ
Требования к подшипниковым сплавам. К современным подшипниковым сплавам предъявляются разнообразные требования, которые можно разделить на следующие основные группы:
1.	Достаточно высокие механические свойства при рабочих температурах подшипников, особенно предел выносливости, во избежание выкрашивания подшипникового сплава вследствие появления усталостных трещин, а также твердость, износостойкость и предел прочности на сжатие. Модуль упругости подшипникового сплава должен быть низким, что обеспечивает возможность передачи нагрузки на гораздо более прочный материал стального вкладыша.
2.	Способность удерживать смазку для обеспечения низкого коэффициента трения, прирабатываться и поглощать посторонние твердые частицы, возможность работы с шейкой вала средней твердости (до НВ 300) без образования на ней задиров.
424
Цветные металлы и сплавы
3.	Коррозийная стойкость в среде масел с кислотами.
4.	Хорошая теплопроводность, обеспечивающая отвод тепла от поверхности трения; температура плавления сплава во избежание выплавки подшипника и устранения трудности заливки не должна быть ни слишком низкой, ни слишком высокой.
5.	Высокие технологические свойства — удобство заливки, хорошая сцепляемость с заливаемой поверхностью и хорошая обрабатываемость.
6.	Невысокая стоимость.
Классификация подшипниковых сплавов. К числу подшипниковых сплавов относятся баббиты оловянные, свинцовые, кальциевые и алюминиевые, бронзы оловянистые, свинцовооловянистые и свинцовистые, порошковые сплавы из железного или бронзового порошка с графитом, пропитываемые маслом, антифрикционные чугуны.
Однако удовлетворить всем перечисленным требованиям ни один из этих подшипниковых сплавов не может.
Например, баббиты на оловянной и свинцовой основе коррозионностойки, работают с низким коэффициентом трения, хорошо прирабатываются и поглощают твердые частицы, не вызывают задиров вала, но имеют низкий предел выносливости и низкие механические свойства при рабочих температурах.
Наоборот, свинцовистые бронзы, обладающие высоким пределом выносливости, плохо прирабатываются, не поглощают посторонних частиц и подвержены коррозии от кислот, присутствующих в смазке. Поэтому для наиболее ответственных коренных и шатунных подшипников начали применять новые материалы, представляющие собой композицию нескольких металлов, например двуметаллические и три-металлические. Кроме того, применяются накатанные подшипники, которые более подробно описаны ниже.
Оловянные баббиты. Оловянные баббиты более теплопроводны, пластичны и прочны, чем свинцовые, и более надежны в работе.
Состав оловянных и свинцовых баббитов приведен в табл. 48.
Таблица 48
Баббиты оловянные и свинцовые
(по ГОСТ 1320-55)
Марка баббита	Содег жанне основных компонентов в %						
	Sn	Sb	Си	Cd	As	Прочие	Pb
Б89 . .	Остальное	7,25—8,25	2,5—3,5	—	—				—
Б83 . .	>	10—12	5,5—6,5	—	—	—	—
Б16 . .	15—17	15—17	1,5—2,0	—.	—	—	Остальное
Ба . .	5—6	14—16	2,5—3,0	1,75— 2,25	0,6—1,0	—	»
БН . .	9-11	13—15	1,5—2,0	1,25— 1,75	0,5—0,9	0,75— 1,25 Ni 0,05— 0,20 Fe	»
БТ . .	9—11	14—16	0,7-1,1	—	—	—	»
Подшипниковые и другие металлы и сплавы
425
Структура оловянного баббита Б83, содержащего олово, сурьму, и медь, состоит из следующих структурных составляющих (фиг. 275):
1)	твердого скелета из игол CueSn5;
2)	твердых, сравнительно крупных кристаллов SnSb, имеющих форму прямоугольников или треугольников;
3)	вязкой основы — тройной эвтектики, состоящей из твердого раствора сурьмы и меди в олове и частиц CueSn5 и SnSb.
Таким образом, нормальная структура баббита должна состоять из твердых частичек: CueSn5 и SnSb, внедренных в вязкую основную
Фиг. 275. Схема структуры баббита.
массу (твердый раствор меди и сурьмы в олове). Вал во время работы изнашивает вязкую и мягкую основу, и твердые частицы начинают выступать из нее. Вал опирается на них, при этом смазка, удерживаясь во впадинах, создает антифрикционность, т. е. обеспечивает низкий коэффициент трения. В стадии приработки подшипника, когда вал еще опирается только на часть вкладыша, вязкая основа позволяет этой части осесть, что увеличивает поверхность соприкосновения. Кроме того, вязкая основа повышает сопротивление ударам и уменьшает возможность выкрашивания баббита. При попадании в подшипник посторонних твердых частичек они вдавливаются в вязкую основу и не портят шейки вала.
Назначение меди в баббите — не только создать твердые частицы, но и препятствовать ликвации по удельному весу при кристаллизации. Действительно, при заливке оловянного баббита относительно тугоплавкое медистое соединение Cu6Sn3 затвердевает первым, образуя твердый скелет, который при дальнейшем охлаждении препятствует всплыванию кристаллов SnSb.
При заливке баббитом очень большое значение имеет повышенная скорость охлаждения, которая способствует созданию у баббита мелкокристаллической структуры (фиг, 276, а). При очень медлен
426
Цветные металлы и сплавы
ном охлаждении, наоборот, баббит получает очень грубую структуру (фиг. 276, б) с повышенной хрупкостью и плохими антифрикционными свойствами.
Очень важно тщательно контролировать температуру при заливке подшипника баббитом. При недостаточно высокой температуре жидкого сплава соединение CueSn6 не расплавляется, оседает на дне тигля и в результате баббит получается с неправильным составом и большой ликвацией. С другой стороны, слишком высокая темпера-
а)	6)	В)
Фиг. 276. Структура оловянистого баббита (X100): а — Б83; б — перегретый; в — Б89.
тура заливки расплавленного баббита влечет за собой получение баббита с очень грубой структурой.
Оловянный баббит Б89 (см. табл. 48) может применяться для коренных и шатунных подшипников автомобилей. Благодаря пониженному содержанию сурьмы (7,25—8,25% Sb), которое почти не превышает предела ее растворимости в олове, в структуре баббита Б89 крупных кристаллов SnSb, имеющих квадратное и треугольное сечение, нет (фиг. 276, в); она состоит из вязкой основы (эвтектики) и твердых игольчатых кристаллов (CuflSn5). Такая структура делает оловянистые баббиты более вязкими и менее склонными к растрескиванию в работе.
Свинец в оловянистых баббитах считается вредной примесью, так как вызывает появление эвтектики со сравнительно низкой температурой плавления.
Добавка небольших количеств свинца сильно портит эти баббиты и в то же время не дает заметного их удешевления.
Свинцовые баббиты. А. М. Бочвар предложил добавлять в свинцовые баббиты для упрочнения их свинцовой основы и повышения
Подшипниковые и другие металлы и сплавы
427
коррозийной стойкости 16% Sn; это оправдало себя на практике, и баббит Б16 вошел в ГОСТ.
Структура свинцовых баббитов также состоит из твердых светлых частиц, расположенных в вязкой темной основе.
В баббитах Б6 и БН мышьяк измельчает их структуру, а кадмий немного увеличивает прочность и твердость. Никель в баббите БН повышает ударную вязкость, жидкотекучесть и сопротивляемость окислению.
Теллур в баббите БТ является модификатором; он регулирует число и распределение центров кристаллизации при затвердевании баббита и тем самым создает у него мелкозернистую структуру.
Однако надо иметь в виду, что применение свинцовых баббитов повышает способность вкладыша подшипника к пластической деформации, вызывающей образование повышенных зазоров и удары, что ведет к появлению трещин и выкрашиванию баббита. Заливка подшипников свинцовым баббитом должна быть особенно высококачественной.
Кальциевые баббиты. ГОСТ 1209-59 предусматривает две мапки кальциевого баббита на основе свинца: БК1, содержащего 0,85— 1,15% Са, 0,6—0,9% Na, свинец — остальное, и БК2. содержащего 0,35—0,55% Са, 0,25—0,50% Na, 1,5—2,5% Sn, 0,04—0,09% Mg, свинец — остальное.
Эти баббиты применяются на железнодорожном транспорте. Кальций образует со свинцом химическое соединение РЬ3Са, которое дает твердые частицы в его структуре, а натрий находится в свинце в твердом растворе и упрочняет вязкую основу. Кальциевый баббит подвержен старению; в течение нескольких дней после заливки его твердость увеличивается, а линейные размеры уменьшаются. Кальциевый баббит обладает меньшим сопротивлением износу, а также меньшей антифрикционпостью и хрупкостью по сравнению с высоко-оловянистым баббитом, хотя его твердость и температура плавления (325°) достаточно высоки.
Крупными недостатками кальциевого баббита являются его большая окисляемость, плохое приставание и трудность заливки. Олово добавляется в баббит БК2 для уменьшения его окисляемости, а магний — как модификатор. В коренных и шатунных подшипниках автомобилей и тракторов баббит БК не применяется.
Алюминиевый баббит. В настоящее время предложены два типа алюминиевого баббита: один для наплавки на стальную ленту, содержащий 6,5% Sn, 1% Си, 0,5% Ni и 1,5% Si, остальное — алюминий. Его микроструктура состоит из твердых частичек NiAl3 и кремния, расположенных в основной массе вязкого алюминия, и мельчайших частиц олова. Другой алюминиевый баббит предназначается для отливки в металлические формы и содержит 6,5% Sn, 1 % Си и 1% Ni, остальное — алюминий. Алюминиевый баббит, особенно наплавленный на ленту, удовлетворяет большинству важнейших требований, предъявляемых к подшипниковым сплавам,
428
Цветные металлы и сплавы
и имеет перспективы применения в автомобильной и тракторной промышленности. Его несколько низкие механические свойства и высокий коэффициент расширения не имеют большого значения
при наплавке тонким слоем на стальную ленту; недостатком пока остается склонность к образованию задиров у вала.
Оловянистые бронзы. Для подшипников при больших удельных давлениях применяются бронзы. Вследствие большого температур
ного интервала между началом и концом затвердевания оловянистые бронзы подвержены сильной дендритной ликвации. Структура подшипниковой оловянистой
бронзы (см. фиг. 274, а) состоит из темных и мягких овальных дендритов a-твердого раствора, богатого медью, и светлых твердых междендритных пространств, богатых оловом, с участками эвтектоида.
При вращении вала в подшипнике вязкая часть структуры материала подшипника изнашивается скорее. В местах износа располагается слой масла, смазывающего твердые участки структуры, на которые опирается вал, что снижает коэффициент
трения и износ. Отожженная оловянистая бронза с зернистой структурой теряет антифрикционные свойства и непригодна для под-
шипников, так как отжиг уменьшает ликвацию и приводит к однофазной структуре. Добавка свинца в оловянистые бронзы значительно улучшает качество их как подшипникового материала. Таким сплавом является, например, оловянистая бронза марки Бр. ОС8-12, содержащая 8% Sn и 12%, РЬ.
Свинцовистые бронзы. Для ответственных подшипников применяется свинцовистая бронза марки Бр. С-30, содержащая примерно 70 % Си и 30 % РЬ.
Как видно из диаграммы состояния сплавов Си — РЬ (фиг.277), медь и свинец почти не растворимы друг в друге,поэтому микроструктура свинцовистой бронзы представляет собой мягкую медную основу (фиг. 278, а), в которой расположены еще более мягкие выделения свинца. Такая структура, состоящая из двух различных фаз, не стве-чает правилу «твердые частицы в вязкой основе», но зато обладает высоким пределом выносливости, высокой теплопроводностью и пластичностью.
Подшипниковые и другие металлы и сплавы
429
При применении подшипников из свинцовистой бронзы необходимо, чтобы шейка вала обладала высокой твердостью (например, имела поверхностную закалку), а масло, применяемое для смазки, было пониженной кислотности, так как эти подшипники чувствительны к коррозии. Свинцовистая бронза имеет высокую температуру плавления (1060°), поэтому при заливке подшипников необходимо применять защитную атмосферу или флюсы, чтобы предупредить окисление и чтобы сплав хорошо пристал к стенкам вкладыша подшипника.
Фиг. 278. Структура свинцовистой бронзы (X 100):
а — хорошего качества; б — с ликвацией свинца.
Основным недостатком свинцовистой бронзы является сильная ликвация по весу тяжелых выделений свинца (фиг. 278, б). С этого рода ликвацией борются введением небольших присадок модификаторов, а также добавок никеля в количестве 1—2% и быстрым охлаждением после заливки.
Кроме наиболее распространенных двойных свинцовистых бронз, применяются еще свинцовистые бронзы, легированные оловом и никелем, но с меньшим содержанием свинца. Эти сплавы отличаются большей твердостью и прочностью, но сильнее изнашивают шейку вала, чем двойные свинцовистые бронзы.
Антифрикционные чугуны. Для неответственных подшипников иногда применяются высококачественные серые чугуны с перлитной основой и повышенным содержанием графита. Графит служит и сам смазкой и одновременно впитывает смазку, понижая этим коэффициент трения между шейкой вала и стенкой подшипника. Кроме серого чугуна, для подшипников применяются ковкий чугун с перлитной основой и высокопрочный чугун также с перлитной основой.
430
Цветные металлы и сплавы
Присутствие феррита в структуре антифрикционного чугуна вызывает быстрый его износ и является недопустимым.
Дву- и триметаллические подшипники. В этих подшипниках объединяются сплавы с высоким пределом выносливости со сплавами, отличающимися высокими поверхностными свойствами и коррозийной стойкостью.
Микроструктура дву- и триметаллических подшипников (фиг. 279) показывает,что всюду их основой является стальная лента из простой
Фиг. 279. Дву- и триметаллические подшипники (X 100): а — Б89—08кп; б — PbSn — Бр. СЗО—08кН.
мягкой кипящей стали 08кп, толщина которой зависит от размеров вкладыша; очень часто эта толщина составляет 1 мм.
При изготовлении двуметаллических подшипников на эту ленту заливается слой оловянистого баббита (фиг. 279, а) или свинцовистой бронзы толщиной 1 мм; после механической обработки этот слой уменьшается до 0,6 мм. Вследствие высокой скорости охлаждения при наплавке тонкого слоя структура антифрикционного слоя получается очень мелкой, что вместе с упрочнением за счет стали повышает предел выносливости и удешевляет стоимость материала подшипника. В связи с возможностью уменьшения толщины антифрикционного слоя двуметаллических подшипников автомобильного карбюраторного двигателя до 0,4 и даже 0,2 мм, НАМИ предложен взамен баббитов Б89 и ВТ новый сплав, содержащий 86% РЬ, 10% Sn и 4% Sb, с твердостью НВ 13—17.
Он хорошо сопротивляется коррозии и имеет низкий модуль упругости, что позволяет перенести циклическую нагрузку подшипника с баббита на сталь, обладающую гораздо более высоким пределом выносливости.
Подшипниковые и другие металлы и сплавы
431
При применении свинцовистой бронзы наплавка ее производится в защитной атмосфере.
Двуметаллические подшипники с наплавленным на ленту баббитом широко применяются в автомобилях; однако внедрение их в производство современных быстроходных дизелей требует применения свинцовистой бронзы, обладающей более высоким пределом выносливости. Между тем, двуметаллические подшипники из ленты с наплавленным слоем свинцовистой бронзы плохо сопротивляются коррозии под действием кислот смазки и обладают недостаточно высокими поверхностными свойствами. Поэтому для самых тяжелых условий работы применяются триметаллические подшипники (фиг. 279, б), которые состоят из стальной ленты с наплавленным слоем свинцовистой бронзы, покрываемой для устранения коррозии путем электролитического осаждения тонким слоем (всего 20 мк) сплава свинца с 5—10% Sn или незначительным количеством индия. Такая «микрозаливка» создает высокие поверхностные свойства у подшипника.
Другим примером изготовления триметаллического подшипника является следующий: на стальную ленту 08кп насыпается слой порошка, содержащего 40% Ni и 60% Си, и производится спекание его в защитной атмосфере при 1100°. В результате достигается очень прочное приставание порошкового сплава к стали и высокий предел выносливости вкладыша подшипника. Затем на порошковый слой наплавляют слой свинцовистого баббита толщиной 0,12—0,25 мм; баббит проникает в поры спеченного порошкового сплава, и окончательная толщина его составляет 25—50 мк. Такая микрозаливка увеличивает долговечность баббита; при этом местный износ его не опасен, так как под баббитом находится антифрикционный материал. Тонкий слой свинца или баббита в триметаллических подшипниках ограничивает размер твердых частичек, которые могут в него вдавливаться, и требует фильтрования масла.
Накатанные подшипники. В таких подшипниках также используются преимущества нескольких материалов. Для изготовления накатанных подшипников берется стальная лента с наплавленным на поверхность слоем меди или латуни Л96. На слой меди или латуни накатывается сетка, занимающая 40% поверхности; ее глубина 0,5 мм. Затем путем электролитического осаждения в канавки и на поверхность осаждается свинец с 5—10% олова (фиг. 280, а), чтобы повысить его сопротивляемость коррозии. После механической обработки поверхности глубина канавок, наполненных свинцом, уменьшается до 0,25 мм (фиг. 280, б). Таким образом, получается искусственная структура свинцовистой бронзы с очень равномерными включениями сплава свинца с оловом (фиг. 280, в) Высокий предел выносливости, прочность и теплопроводность меди совмещаются в накатанных подшипниках с высокими поверхностными свойствами свинца в сплаве с оловом — прирабатываемостью, поглощаемостью, удержанием смазки, устранением задиров и т. д.
Недостатками накатанных подшипников являются сложность их изготовления и невозможность применения для диаметров меньше 75 мм. Они в основном применяются для быстроходных дизелей.
Припои. Сплавы, применяемые для пайки металлов, называются припоями.
432
Цветные металлы и сплавы
Припои должны отвечать следующим требованиям: сравнительно невысокая температура плавления; достаточная смачиваемость расплавленным припоем металла, подвергаемого пайке.
Мягкие припои имеют температуру плавления 220—280° и представляют собой сплавы свинца с оловом; прочность паяного ими шва низкая (оА — 5 -г- 7 кГ/мм"2). Наиболее легкоплавкий сплав — свинец с оловом, так называемый «третник». Особенно прочно паяются
сплавы меди, с которыми олово припоя образует твердый раствор, обеспечивающий непрерывный переход от припоя к основному металлу.
Твердые припои имеют температуру плавления 850—900° и представляют собой сплавы меди с цинком; твердость и прочность паяного ими шва — повышенные. Серебряные припои состоят из серебра и меди; температура плавления их 740—830°; они имеют еще большую прочность. Пайка ими медных проводов почти не меняет их электропроводность. И здесь прочность спая обеспечивается образованием твердого раствора между припоем и соединяемым металлом.
Легкоплавкие Bi—РЬ—Sn—Cd-сплавы в зависимости от химического состава их имеют очень низкую температуру плавления — от 70 до 183°. Например, сплав, имеющий четверную эвтектику (48,5% Bi; 27,27% РЬ; 13,13% Sn; 10,1% Cd), имеет температуру плавления 70°; он применяется для предохранительных пробок в трубах противопожарного водопровода.
Металлы и сплавы, применяемые в ядерной промышленности
433
Германий. Германий имеет кубическую решетку типа алмаза, его удельный вес 5,3 и температура плавления 930°. Германий добывается из отходов производства цинка или коксового производства или из золы каменного угля.
Он применяется в производстве полупроводников для изготовления кристаллических выпрямителей и усилителей, измерителей температуры, фотоэлементов с запирающим слоем и т. Д.
Полупроводниковая электроника требует получения германия очень высокой чистоты с минимальнейшим содержанием примесей — не более 3,9-10—8%, что достигается путем многократной его очистки «зонной плавкой» (фиг 281) или «нормальной» направленной кристаллизацией. При этом для полупроводников используется монокристаллический германий, получаемый путем вытягивания монокристалла германия из расплава.
Зона плаВления оооооООО
Фиг. 281. Схема затвердевания при зонной плавке.
Для получения германия с необходимыми электрическими свойствами в него вводят незначительные количества примесей донорных (мышьяк, сурьма, фосфор), которые создают электронную проводимость германия, или акцепторных (В, Al,Ga, 1п), которые образуют проводимость дырочного типа.
Плавка германия производится в вакууме или в инертном газе.
Полупроводники приобрели большое значение в современной технике; кроме металла германия, для них применяется неметалл кремний, некоторые химические соединения и органические материалы.
в. МЕТАЛЛЫ И СПЛАВЫ, ПРИМЕНЯЕМЫЕ В ЯДЕРНОЙ ПРОМЫШЛЕННОСТИ
Металлы и сплавы, применяемые в ядерной промышленности, подвергаются действию облучения; они служат в качестве конструкционного материала для реакторов или являются ядерным горючим.
Влияние облучения. Ядерное облучение металлов и их сплавов может производиться в ядерных реакторах, в различных ускорителях ядерных частиц и радиоактивными изотопами, при помощи нейтронов, протонов, дейтронов, а-частиц, ядерных осколков, электронов и у-лучей.
Действие различных бомбардирующих частиц различно и зависит от заряда, запаса их энергии и от их массы.
Облучение в кристаллической решетке вызывает ионизацию атомов, выбивание атомов из узлов решетки и образование областей концентрированного выделения тепла («термических пиков»).
Наибольшее действие производит облучение быстрыми нейтронами — частицами с высокой энергией, которые образуются в процессе деления в ядерных реакторах; они благодаря отсутствию заряда не взаимодействуют с электронами и глубоко проникают 28 Болховитинов II Ф. 302
434
Цветные металлы, и сплавы
в кристаллическую решетку металла, например на несколько сантиметров.
Быстрый нейтрон при его движении в решетке (фиг. 282), соударяясь с ядром атома, выбивает его из узла решетки и сообщает ему очень большую энергию.
Столь высокая энергия многократно ионизирует данный атом и вызывает ионизацию встречных атомов. При первых столкнове-
• .А
ПТТЭ Термический. пик Ионизация Путь нейтрона Путь Мнтых атомоб к Вакансия
Промеждтоиныа атам • Атом примеси
Фиг. 282. Схема действия нейтронного облучения.
ниях энергия первичного выбитого атома затрачивается на отрыв электронов, и только после ее снижения и замедления движения он начинает образовывать вторично выбитые атомы, вторичные создают третичные и т. д. Теория показывает, что число выбитых одним нейтроном атомов очень велико, например, для алюминия оно около 300.
На месте выбитых атомов образуются вакансии, а сами выбитые атомы смещаются в промежутки между атомами, т. е. создают смещения или промежуточные атомы.
Промежуточный атом может поместиться в одной ячейке решетки, — тогда образуется пара вакансия — смещение (дефект Френкеля). Однако промежуточный атом может сместить один из соседних атомов и образовать группу из двух атомов, расположенных симметрично. В общем же случае может образоваться цепочка из п + 1 атомов, которые, разместившись по п ячейкам решетки, образуют линейный дефект решетки типа нониуса так называемый «кроудион» (гусеница).
Все дефекты перечисленных типов легко перемещаются в решетке. Встреча вакансии с промежуточным атомом может вызвать их взаим
Металлы и сплавы, применяемые в ядерной промышленности
435
ное погашение. Вакансии и промежуточные атомы могут или выйти на поверхность металла, или переместиться в дислокации и образовать вокруг дислокации «атмосферы Коттрелла», что ведет к понижению запаса свободной энергии.
Как известно, «атмосферы Коттрелла», препятствуя перемещению дислокаций, повышают прочность металла.
Кроме того, перемещение вакансий в решетке может повести к образованию комплексов вакансий или поливакансий, что также ведет к понижению запаса свободной энергии.
Чтобы предотвратить взаимное погашение дефектов решетки, необходимо производить облучение при температуре, близкой к абсолютному нулю. Однако опыт показывает, что и этого недостаточно, чтобы сохранить все создаваемые облучением дефекты решетки. Оказывается, что самое облучение производит отжиг дефектов, который можно назвать «радиационным отжигом», вследствие вызываемых облучением «термических пиков». Это происходит потому, что не вся кинетическая энергия смещенных атомов приходит к нулю, когда атом в конце своего пути перестает вызывать новые смещения и останавливается.
Остаток этой энергии возбуждает в кристаллической решетке упругие колебания, энергия которых при затухании преобразуется в тепловую, образуя термические пики (фиг. 282), т. е. ограниченные участки импульсного нагрева (в течение 10~10сек.). В этих участках достигаются температуры выше 2000° К, происходит устранение пар «вакансия — смещение» и образование благодаря плавлению и кристаллизации новых микрокристаллов (зон смещения), внедренных в старую кристаллическую решетку. Образующиеся при этом внутренние напряжения вызывают местную пластическую деформацию и возникновение дислокаций.
Наконец, при облучении в структуре металла (фиг. 282) могут появиться атомы новых элементов, т. е. примесей, вследствие процесса деления или захвата нейтрона ядром атома основного металла.
Заряженные частицы — протоны, дейтроны, а-частицы — вследствие взаимодействия с электронами проникают в кристаллическую решетку на очень небольшую глубину и большую часть своей энергии теряют на ионизацию и возбуждение упругих колебаний в решетке.
Вследствие сильного воздействия ядерного облучения на кристаллическую структуру оно оказывает большое влияние на свойства металлов и сплавов. Например, грубо приблизительно, сильное облучение нейтронами увеличивает твердость простых конструкционных сталей на 40%, нержавеющей стали — на 100%, никеля — на 140%, циркония — на 100%.
Прочность (предел прочности) при этом увеличивается примерно у простых конструкционных сталей на 10%, у нержавеющей стали — на 20%, у никеля — на 40%, у циркония — на 5%. При этом пластичность и вязкость этих металлов несколько снижаются.
28*
436
Цветные металлы и сплавы
Температура облучения оказывает здесь влияние, так как при достижении ею некоторого, определенного для каждого металла и сплава предела, несовершенства их кристаллической решетки, вызванные облучением, снижаются.
У отожженных металлов и сплавов, обладающих более совершенной решеткой, при облучении гораздо сильнее повышаются твердость и прочность в сравнении с закаленными или наклепанными, решетка которых содержит значительно большее число дислокаций и других дефектов. Очевидно, дислокации и дефекты решетки поглощают и уничтожают новые несовершенства решетки, образующиеся при облучении, и тем значительно снижают эффект облучения.
Меняются при ядерном облучении и физические свойства металлов, например, электросопротивление, магнитные свойства и плотность.
Конструкционные материалы. К конструкционным материалам, применяемым в ядерных реакторах, предъявляется ряд особых требований. Кроме прочности и жаропрочности, коррозийной стойкости, сопротивляемости разрушению от излучения, защиты от продуктов деления, отсутствия элементов, образующих стойкие радиоактивные изотопы, теплопроводности и высокой температуры плавления, очень важной является их ядерная характеристика, т. е. способность металлов поглощать тепловые нейтроны 1, характеризуемая так называемым поперечным сечением захвата их в барнах (см. табл. 49).
Таблица 49
Поперечное сечение захвата тепловых нейтронов и температура плавления некоторых металлов
Свойства	Мета тлы								
	Ее	Mg	Zr	А1	Fe	Ni	Hf	В	Cd
Поперечное сечение захвата теп-	0,009	0,050	0,18	0,22	2,4	4,5	115	720	2400
ловых нейтронов в барнах * Температура плав-	1280	651	1845	660	1539	1455	2130	2000—2300	321
лепил в °C * Барн	равен	о—г* а	К2 И прк	близите	льно со	ответств	ует пло	щади сечения	1дер.
радиус которых равен 10			“_10—	12 см.					
1 Тепк в лми называются нейтроны с низкой энергией, скорость движения которых невелика и приближается к скорости теплового движения молекул.
Металлы и сплавы, применяемые в ядерной промышленности 437
Металлы с большим поперечным сечением захвата тепловых нейтронов применяются для конструкций управляющих устройств ядер-ных реакторов. Однако они имеют ряд недостатков, например кадмий, имеет слишком низкую температуру плавления, гафний слишком дорог, бор отличается низкими механическими свойствами, поэтому применяется в виде различных сплавов (например, сталь с 2% В).
Металлы с малым поперечным сечением захвата тепловых нейтронов, например, магний, алюминий и их сплавы, применяются для покрытия тепловыделяющих элементов и труб низкотемпературных ядерных реакторов с водяным охлаждением. Однако они имеют недостаточную коррозийную стойкость, низкую температуру плавления и малую теплоустойчивость.
При повышенных температурах или применении в качестве охлаждающей среды жидкого натрия и других металлов, реагирующих с магнием и алюминием, для покрытия тепловыделяющих элементов и труб применяются более коррозийностойкие и теплоустойчивые цирконий и его сплавы.
Хромоникелевая аустенитная нержавеющая сталь, отличающаяся высокой коррозийной стойкостью и прочностью при повышенных температурах, широко применяется в реакторах, работающих на промежуточных и быстрых нейтронах. Она должна иметь минимальное содержание кобальта (до 0,005%) для предотвращения образования радиоактивного изотопа Со60. Однако в реакторах, работающих на тепловых нейтронах, нержавеющая сталь поглощает их относительно много, что вызывает ухудшение производительности таких реакторов и ограничивает применение ее для этих целей.
Цирконий. За последние годы цирконий, из лабораторной редкости, все годовое производство которого умещалось на ладони человека, превратился в промышленный металл, производимый в больших количествах для одной из самых крупных отраслей народного хозяйства — ядерной промышленности. Цирконий и его сплавы благодаря малому поперечному сечению захвата тепловых нейтронов, коррозийной стойкости и теплоустойчивости применяются для покрытия тепловыделяющих элементов и для труб.
Атомный вес циркония 91,22, удельный вес 6,49, температура плавления 1860°.
Чистый отожженный цирконий — мягкий пластичный металл, по свойствам близкий к низкоуглеродистой мягкой стали.
Следует иметь в виду, что в цирконии обычно присутствует примесь другого металла — гафния, а природная циркониево-гафние-вая смесь в отношении поглощения тепловых нейтронов не имеет преимущества перед сталью, поэтому цирконий, применяемый для ядерной промышленности, предварительно очищают от гафния, что представляет трудную задачу и значительно повышает стоимость циркония.
Технический цирконий имеет недостаточную коррозионную стойкость в горячей воде и паре, которую можно повысить двумя путями:
438
Цветные металлы и сплавы
понижением в нем вредных примесей, вызывающих коррозию, и легированием оловом, железом, никелем и ниобием. Например, высокие механические свойства и коррозионную стойкость имеют сплавы типа «Циркаллой», содержащие 0,5—1,0% Sn, 0,2% Fe, 0,3% Ni, остальное Zr, а также сплавы типа «Оженнит», содержащие 0,3% Sn, железа, никеля и ниобия по 0,1% каждого; остальное — цирконий.
Кроме ядерной промышленности, цирконий применяется в качестве поглотителя газов в ламповой промышленности, в хирургии и для легирования сталей.
Бериллий. Бериллий нашел применение в ядерной промышленности в качестве конструкционного материала для замедлителей и отражателей благодаря очень малому поперечному сечению захвата тепловых нейтронов и высокому коэффициенту замедления. Для энергетических реакторов, работающих при высоких температурах, применяются окись, карбид и гидрид бериллия, отличающиеся огнеупорностью.
Бериллий применяется так же как источник нейтронов при бомбардировке его а-частицами.
Помимо этого, бериллий применяется в виде небольших добавок в сплавы, например, меди, никеля, алюминия и реже железа.
Бериллий имеет гексагональную плотносложенную решетку, его удельный вес 1,85, а температура плавления 1285°. Бериллий является прочным и хрупким металлом. Компактный бериллий устойчив на воздухе благодаря образованию пленки ВеО, но при высоких температурах весьма активен.
Соединения бериллия, пыль и дымы очень ядовиты.
До сих пор бериллий является дорогим и трудно доступным металлом, что сильно ограничивает возможности его применения.
Ядерное горючее. В качестве ядерного горючего для реакторов обычно применяются делящийся изотоп редкого элемента урана U235 и новые, не существующие в земной коре, делящиеся элементы — плутоний Р239 и изотоп урана U233, получаемые в процессе работы реактора. Плутоний Р239 получается из изотопа U238, а изотоп U233 — из тория путем присоединения нейтрона при ядерной реакции.
Уран. Добываемый из руд металлический уран имеет серебристый блеск и состоит из нескольких изотопов, например 99,3% U238 и 0,7 U235, причем делящимся веществом является U23S, распад атомов которого освобождает громадное количество энергии.
Изотоп урана U238 широко используется при различных более сложных ядерных реакциях и, помимо этого, в последнее время применяется для легирования стали, чугуна и цветных сплавов.
Металлический уран обладает следующими основными свойствами: удельный вес 19,0, температура плавления 1132°.
Уран существует в трех кристаллических модификациях: а-П с ромбической решеткой, устойчивый ниже 666°: 0-U с тетрагональной решеткой, устойчивый от 666° до 770°; у-U с объемно-центрированной решеткой, устойчивый выше 770°.
Из них практическое значение имеют два — a-и у-уран.
Ряд замечательных особенностей имеет a-уран: во-первых, исключительная анизотропия a-урана в отношении механических свойств и теплового расширения, во-вторых, своеобразное поведение а-урана под облучением. При этом благодаря тому, что ядра атомов урана
Металлы и сплавы, применяемые в ядерной промышленности
439
под действием нейтронов способны делиться, весьма эффективное облучение производят осколки деления, обладающие высокой энергией в десятки миллионов электроно-вольт. Под влиянием такого облучения монокристаллы а-урана «растут»: при выгорании 0,001 атомов размеры монокристалла по оси с увеличиваются на 40%, а по оси а — соответственно уменьшаются. Еще сильнее, примерно в 2 раза, «растет» поликристаллический а-уран, в котором путем деформирования создана предпочтительная ориентация в направлении оси (010). Все это искажает форму изделий из а-урана.
Другим удивительным свойством а-урана является его чрезвычайно большая ползучесть, скорость которой под влиянием облучения увеличивается в 100 и более раз, в то же время механические свойства а-урана при кратковременных статических испытаниях не только сохраняются, но даже увеличиваются вследствие облучения.
При комнатной температуре прочность урана примерно такая же, как и у простой стали, но при возрастании температуры выше 668° он становится хрупким, а выше 774° — очень непрочным и мягким.
Наличие небольшого количества примесей, размер зерна и холодная обработка, создающая анизотропию, могут сильно изменять механические и физические свойства а-урана.
При комнатной температуре уран медленно окисляется на воздухе, но уже при температуре выше 100° скорость окисления его возрастает. Мелкий порошок урана может самовоспламеняться, поэтому стружка при механической обработке урана, опилки и другие мелкие его частицы должны собираться и храниться в жидкости. В воде уран быстро корродирует.
Относительно невысокая прочность урана, резко выраженная анизотропия его свойства, зависящих от метода обработки, и химическая активность при повышенных температурах вызывают необходимость применять уран в виде более прочных и коррозионностойких сплавов, например, в виде сплавов с алюминием, цирконием, титаном, молибденом.
В сплавах урана, например с 5% циркония, можно повысить твердость и прочность путем термической обработки.
Сплавы урана с алюминием, так называемые дисперсные композиции, подвергнутые специальной термической обработке с целью устранения анизотропии свойств урана, в настоящее время имеют большое значение.
Ценные свойства получаются у сплавов урана с 5—12% Мо после термической обработки, заключающейся в закалке, которая позволяет получить у-фазу при комнатной температуре.
Плутоний. Этот металл в естественных природных условиях не встречается и получается искусственным путем в крупных ядерных реакторах. На 1 m использованного в них урана получается несколько килограммов плутония. При пересчете же на изотоп П235 на 1 кг «сгоревшего» U23s получается 0,8 кг Ри238.
440
Цветные металлы и сплавы
Плутоний — блестящий металл с голубоватым блеском, легко окисляющийся на воздухе, с температурой плавления 640°. Плутоний — единственный металл, имеющий шесть кристаллических модификаций.
По данным С. Т. Конобеевского, области устойчивости плутония следующие: а-Pu - ниже 119°; 0-Ри — 119 — 218°; у-Pu — 218—310°; б-Ри — 310—450°; т]-Ри — 450—472°; £-Ри — 472—640°. Удельный вес плутония колеблете-i от 16,4 для 6-Ри до 19,8 для а-Ри.
Хотя почти все металлы при нагревании расширяются, 6- и трплутоний при нагревании сжимаются, т. е. обладают отрицательным коэффициентом расширения.
Высокая a-активность плутония, как делящегося материала, усложняет его исследование и требует «горячих» лабораторий с дистанционным управлением.
Торий. Металл торий, добываемый из монацитовых песков, не является делящимся материалом, но под влиянием облучения в ядерпом реакторе превращается в U233, являющийся ядерным горючим.
Торий существует в двух аллотропических формах: a-Th имеет граиецентриро ванную кубическую решетку, устойчивую до 1400°; выше 1400° устойчив 0-Th с объемноцентрированной кубической решеткой. Температура плавления тория 1775°, удельный вес 11,72.
Физические и механические свойства тория сильно зависят от метода его производства и наличия примесей, но торий не отличается столь характерной анизотропией и не подвержен росту, как a-уран с его ромбической решеткой.
ЛИТЕРАТУРА
Б о ч в а р А. А., Металловедение, Металлургиздат, 1956.
Воронов С. М., Избранные труды по легким сплавам, Обороигиз, 1957.
Глазунов С. Г., Жаропрочные титановые сплавы, Обороигиз, 1959.
Глазунов С. Г. и Соболев В. Н.. Титановые сплавы, Обороигиз, 1958.
Итоги науки, Химия, металловедение и обработка титана, АН СССР, 1959.
Конобеевский С. Т., Кутайцев В. И. и Правдюк Н. Ф., Влияние ядерного облучения иа свойства конструкционных материалов, сб. «Исследования в области геологии, химии и металлургии», АН СССР, 1955.
Корнилов И. И., Никель и его сплавы, АН СССР, 1958.
Легкие сплавы, вып. 1, АН СССР, 1958.
Мак-Квилэн А. Д. и Мак-Квилэн М. К., Титан, Металлургиздат, 1958.
Мальцев М. В., Борин Ф. А., Барсуков Г. А. и др., Металлография цветных металлов с приложением металлографического атласа, Металлургиздат, 1959.
Металлургия ядерной энергетики и действие облучения на материалы, Металлургиздат, 1956.
Миллер Г., Цирконий, И. Л., 1955.
Ниобий и тантал, И. Л., 1959.
Ростокер У., Металлургия ванадия, И. Л., 1959.
Салли А. Г., Марганец, Металлургиздат, 1959.
Салли А. Г., Хром, Металлургиздат, 1959.
Самсонов Г. Б. и Константинов В. И., Тантал и ниобий, Металлургиздат, 1959.
Смирягин А. П., Промышленные цветные металлы и сплавы, Металлургиздат, 1956.
Сонина О. А., Редкие металлы, Металлургиздат, 1955.
Справочник по машиностроительным материалам, т. 11, Цветные металлы и их сплавы, Машгиз, 1959.
Труды Второй международной конференции по мирному использованию атомной энергии, Женева, 1958, Ядерное горючее и реакторные металлы, т. 3 и 6, Атомиздат. 1959.
Металлы и сплавы, применяемые в ядерной промышленности 441
Чистые металлы и полупроводники, Сборник, Металлургиздат, 1959.
Цирконий, часть I и II, И. Л., 1955.
Шашков Ю. М., Металлургия полупроводников, Металлургиздат, 1960.
Шпагин А. И., Антифрикционные сплавы и их применение, Металлургиздат, 1956.
Эверхард Дж. Л., Титан и его сплавы, Металлургиздат, 1956.
Уайт Д. В. и Баркос Дж. Э., Металлический бериллий, И. Л., 1959.
Напета пп Н., Schrader A., Atlas Metallographicus, 1952.
Hampel С. A., Rare Metals, Handbook, 1954.
Harwood J. J., Effects of Radiation on Materials, 1958.
Effect of Residual Elements on the Properties of Metals, 1957.
Materials for Nuclear Reactors, 1959.
Metals Handbook, 1948 and Supplements 1954 and 1955, ASM.
Nuclear Metallurgy, vol. I, II, Hl, 1957.
Precipitation from Solid Solution, 1958.
S m i t h e 1 s C. J., Metals Reference Book, vol. I and II, 1955.
Wilkinson W. D. and Murphy W. F., Nuclear Reactor Metallurgy, 1958.
ГЛАВА XVII
ПОРОШКОВЫЕ СПЛАВЫ
Сплавы, изготовляемые из металлических порошков путем прессования и спекания без расплавления или с частичным расплавлением наиболее легкоплавкой составляющей их, называются порошковыми. Порошковые сплавы были известны еще в глубокой древности. Однако начало промышленного производства порошковых сплавов было положено в 1827 г. П. Г. Соболевским, который организовал изготовление изделий и монет из порошка платины путем прессования и спекания.
Область производства и применения порошковых сплавов непрерывно расширялась, особенно за последние 50 лет, когда в связи с ростом электротехнической и ряда новых отраслей промышленности начали изготовлять из порошков следующие материалы:
Наименование	Годы
Меднографитовые щетки.......................................... 1895
Контактные сплавы ............................................. 1920
Твердые сплавы................................................. 1927
Пористые подшипники............................................ 1930
Магнитные сплавы .............................................. 1935
Различные детали машин из черных	и цветных сплавов............. 1936
Легированные стали............................................. 1944
Жароупорные сплавы ............................................ 1948
Сплавы для ядерной промышленности ............................. 1950
Хотя (количественно) объем производства порошковых сплавов составляет всего 0,1 % от общего производства металлов, область их применения чрезвычайно широка. При этом изготовление многих сплавов практически возможно только из порошка, например, изготовление сплавов из тугоплавких металлов — вольфрама, молибдена, тантала, ниобия — или композиций этих металлов с легкоплавкими металлами, или из металлов с неметаллическими материалами. Кроме того, многие детали из порошковых сплавов отличаются лучшими качествами и дешевле, чем из обычных металлов. Области применения и составы порошковых сплавов приведены в табл. 50.
Основы производства порошковых сплавов
443
Таблица 50
Применение и состав порошковых сплавов
Тип ПОРОШКОВЫХ сплавов	Назначение	Исходные материалы
Антифрикционные	Подшипники скольжения	Порошки железа и графита Порошки меди, олова и графита
Фрикционные	Тормозные диски	Порошки меди, олова, свинца, графита, асбеста и пр. Порошки железа, свинца, графита и асбеста
Пористые	Фильтры	Бронзовая дробь
Плотные	Детали машин из стали и жаропрочных и окалиностойких сплавов	Порошки железа и различных металлов
Тугоплавкие	Проволока для ламп, контакты и детали приборов	Порошки вольфрама, молибдена и других тугоплавких металлов
Электротехнические	Контакты и постоянные магниты	Порошки меди, вольфрама и др. Порошки железа, алюминия, никеля и кобальта
Твердые сплавы	Режущий инструмент. Волоки, буры	Порошки карбида вольфрама, карбида титана, кобальта
1. ОСНОВЫ ПРОИЗВОДСТВА ПОРОШКОВЫХ СПЛАВОВ
Процесс производства порошковых сплавов заключается в получении порошка, составлении шихты, прессовании и спекании.
Производство порошков. Важнейшими методами производства порошков являются: 1) восстановление металлов из окислов; 2) механическое измельчение; 3) электролитическое осаждение; 4) распыление жидкого металла; 5) нагрев и разложение карбонилов. Наибольшим распространением пользуются первые два метода.
Восстановление металлов из окислов широко применяется в производстве порошков тугоплавких редких металлов, вольфрама и молибдена, а также кобальта, никеля и железа. Руды редких металлов подвергаются сложной переработке и размолу для получения порошков окислов, которые восстанавливаются затем путем нагрева в газовой среде водородом, генераторным газом или твердыми восстановителями — сажей, коксом, графитом. Иногда применяется комбинированное восстановление путем нагрева вместе с твердым и газовым восстановителем. Восстановление из окислов позволяет получить очень мелкие и чистые порошки.
444
Порошковые сплавы
При механическом измельчении — размоле на шаровых, молотковых и особенно на вихревых мельницах — наиболее выгодным является использование металлической стружки. Шаровые мельницы применяются для размола хрупких металлов — чугуна, закаленной стали, бронзы, окислов и др. Молотковые мельницы применяются для получения порошков алюминия и бронзы.
С 1930 г. начали широко применяться вихревые мельницы, в которых измельчение производится ударами частиц металла друг о друга под действием воздушных вихрей. Вихревое дробление применяется для производства железных порошков для пористых подшипников, стальных деталей и пр. Некоторые металлы, например алюминий и магний, во избежание воспламенения измельчают в защитной атмосфере. Порошки, полученные путем механического измельчения, тверды, плохо прессуются и требуют отжига для снятия наклепа.
Электролитическое осаждение применяется для производства порошков электроположительных металлов — меди и некоторых других металлов, например титана, ванадия и др., а иногда также и железа.
Распыление жидкого металла потоком сжатого воздуха, пара или инертного газа сначала применяли для производства порошков легкоплавких металлов — алюминия, олова и свинца. В настоящее время этим методом распыляют также расплавленные сталь и чугун.
Испытание порошков. Порошковая металлургия предъявляет ряд требований к форме и размерам порошков. Например, для некоторых деталей требуются порошки чешуйчатой формы, полученные на вихревых мельницах, а для фильтров, наоборот, шарообразной формы, полученные распылением. Прессуются лучше крупные порошки, особенно если среди них есть и мелкие частицы, а спекаются лучше мелкие. Зернистость порошков определяется путем ситового анализа: порошок просеивают через ряд сит со все более мелкими отверстиями и взвешивают остатки с каждого сита. Форму зерен определяют, рассматривая их под микроскопом с сетчатым окуляром. Насыпной вес порошка определяется весом 1 см3 свободно насыпанного порошка. Он зависит от размера, формы и состояния поверхности его частиц и является очень важной его характеристикой.
При конструировании пресс-форм необходимо знать насыпной вес порошка, который будет в них прессоваться, чтобы определить объем полости матрицы и ход пуансона. Перед прессованием порошки просеивают, подвергают смягчающему или восстановительному отжигу и тщательно (длительно) перемешивают.
Прессование. Для прессования применяют большей частью быстроходные легко автоматизируемые эксцентриковые (кривошипные) прессы, а иногда и тихоходные гидравлические прессы. Процесс прессования производится в пресс-формах при давлении от 10 до 100 кГ!мм3 в зависимости от твердости порошка и формы изделия: чем тверже порошок, тем больше давление прессования, при этом усадка получается от 2 : 1 до 6 : 1.
Вследствие трения порошка о стенки пресс-формы процесс прессования получается прерывистым, ступенчатым, нагрузка и сжатие порошка меняются скачками. Важнейшую роль при сильных давлениях прессования играет пластическая деформация частиц порошка, которая вызывает увеличение поверхности соприкосновения (контактной поверхности) их между собой. Прочность прессования объясняется двумя причинами: атомарным схватыванием иа контактной поверхности: «зацеплениями», переплетением неровностей на поверхности частиц порошка.
В различных частях сечения порошок уплотняется неодинаково. При последующем спекании усадка может оказаться неоднородной, и недопрессованная часть будет плохо спекаться. Поэтому прессование проходит лучше при наличии деталей небольшой высоты. Вместе с тем порошок ие может, подобно жидкости, заполнить очень сложную фасонную'форму; следовательно, из порошковых сплавов можно изготовлять детали сравнительно не очень сложной формы.
Спекание. Д-я спекания порошковых сплавов применяют электропечи с металлическим сопротивлением, с угольными сопротивлениями в виде труб и высокочастотные. Спекание производится в защитной атмосфере. Для спекания медных сплавов, железа и фрикционных материалов применяют защитные атмосферы, получаемые путем частичного сжигания газа. При спекании вольфрама, молибдена, твердых сплавов, магнитных и электротехнических материалов применяют водород. Темпера
Твердые сплавы
445
тура спекания составляет примерно 2/3 температуры плавления металла, например, для меди 800—850°, для железа 1050—1150°. Длительность спекания примерно 2—3 часа. Различаются два основных типа спекания — спекание однокомпонентной системы, спекание многокомпонентной системы с образованием или без образования жидкой фазы. При спекании происходят следующие явления: повышение температуры увеличивает подвижность атомов, происходит изменение контактной поверхности частиц, которая большей частью увеличивается; происходит снятие напряжений в местах контакта и рекристаллизация, сопровождающаяся ростом зерна через контактные поверхности; восстанавливаются окислы и удаляются адсорбированные газы и жидкости, в результате контакт становится металлическим.
В случае многокомпонентных систем, кроме перечисленных явлений, происходит образование твердых растворов, диффузия и образование химических соединений. При сцекании порошков с большой разницей температур плавления, например порошков карбида вольфрама с порошком кобальта, образуется жидкая фаза, которая капиллярными силами стягивает нерасплавившиеся частицы. В результате получаются плотные детали. Иногда, например при производстве медновольфрамовых электродов, сначала прессуют и спекают порошковый вольфрамовый каркас, потом пропитывают его расплавленной медью. Спекание обычно сопровождается усадкой, которая тем больше, чем выше температура спекания и чем ниже давление прессования. Усадка изменяет размеры деталей; поэтому детали, требующие высокой точности, например подшипники и зубчатые колеса, после спекания калибруют путем протягивания через сквозные пресс-формы. У сплавов, образующих жидкую фазу, усадка в процессе спекания составляет 5—25%, а у сплавов, не образующих жидкой фазы, 0,5—2,5%.
Горячее прессование, совмещающее прессованве и спекание, благодаря ряду преимуществ начинает распространяться все шире. При горячем прессовании требуется более низкое давление, которое составляет всего 5—10% давления обычного прессования. Порошок лучше заполняет форму, и горячее прессование позволяет получать детали более сложной формы и более точных размеров, не требующих калибровки. Нагрев порошка производится электрическим током.
2- ТВЕРДЫЕ СПЛАВЫ
Определение и классификация. Порошковым твердым сплавом называется сплав, состоящий из тончайших частиц (зерен) карбидов, например WC, связанных твердым раствором WC в кобальте. В СССР ГОСТ 3882-53 предусматривает две группы металлокерамических (порошковых) твердых сплавов — вольфрамовые, состоящие из карбида вольфрама и кобальта, и титановольфрамовые, состоящие из карбида титана, карбида вольфрама, и кобальта.
Металлокерамические или порошковые твердые сплавы применяются при изготовлении пластинок для оснастки инструмента при обработке металлов резанием, волок при волочении проволоки, бурового инструмента и других целей, в том числе для износоустойчивых деталей (клапанов насосов, работающих в коррозийной среде, наконечников пескоструйных аппаратов, разных направляющих) и измерительного инструмента.
Марки, состав и свойства металлокерамических (порошковых) твердых сплавов приведены в табл. 51.
Микроструктура. Качество и режущие свойства порошковых твердых сплавов зависят от их микроструктуры. Исследование их микроструктуры до травления обнаруживает пористость; например, на фиг. 283, а ( х 100) показана допустимая пористость, отвечающая
446
Порошковые сплавы
Металлокерамические (порошковые) твердые сплавы (по ГОСТ 3882-53)
Таблица 51
Группы	Марка сплава	Химич еский состав в %			Предел прочности на изгиб в кГ/мм2 (не менее)	Удельный вес	HRA (не менее)	Теплопроводность в см'Секкал/град
		WC	Со	TiC				
	ВК2	98	2			100	15,0—15,4	90		
	В КЗ	97	3			100	14,8—15,3	89	0,169
	В Кб	94	6			120	14,5—15,0	88	0,145
Вольфра-	ВК8	92	8	—	130	14,35-14,8	87,5	0,141
мовые	вкю	90	10			135	14,2—14,6	87	0,158
	вкн	89	11	—	150	14,0—14,4	86	0,168
	ВК15	85	15	—	160	13,9-14,1	86	—
	Т5КЮ	85	9	6	115	12,2—13,2	88,5	0,076
Титано-	Т14К8	78	8	14	115	11,2—12,0	89,5	—
вольфра-	Т15К6	79	6	15	ПО	11,0—11,7	90	0,065
мовые	Т15К6Т	79	6	15	ПО	11,0—11,7	91		
	Т30К4	66	4	30	90	9,5— 9,8	91		
	Т60К6	34	6	60	75	6,5— 7,0	90	—
установленным ГОСТ 3282-53 нормам удельного веса порошковых твердых сплавов.
Микроструктура вольфрамокобальтового твердого сплава ВК15 после травления насыщенным солянокислым раствором хлорного железа (фиг 283, б; Х1500) обнаруживает следующие две фазы: светлые угловатые и шпалообразные зерна фазы WC; протравленные в темный цвет участки фазы твердого раствора WC в кобальте.
Светлые зерна WC являются очень твердыми, в режущем инструменте они служат элементарными режущими частичками, а твердый раствор WC в кобальте — относительно менее твердый, но более вязкий — служит связкой (цементом), соединяющей между собой зерна WC.
Твердый раствор WC в кобальте лучше протравливается легким окислением на воздухе в электрической печи при 400° в течение 10 мин. (фиг. 283, в; Х1500), но очертания WC выявляются здесь менее четко.
В общем, чем мельче частички (зерна) и чем равномернее они распределены в микроструктуре, тем лучше режущие свойства и тем выше прочность металлокерамического (порошкового) вольфрамового твердого сплава данной марки. Крупные же зерна WC ухудшают свойства этих сплавов.
Микроструктура титановольфрамокобальтового сплава Т15К6 после травления окислением на воздухе в электропечи при 400° в течение 40 мин. (фиг. 284, а) состоит из трех фаз: угловатых свет
Твердые сплавы
447
лых зерен фазы WC, окаймленных темной фазой (твердого растгора карбидов WC и TiC в кобальте и серой титановой фазы), твердого раствора WC в TiC.
Карбид вольфрама WC почти не растворяет титана, зато карбид титана TiC растворяет очень много вольфрама, например, до 70”о при комнатной температуре и до 90% при высокой температуре.
Чем мельче и равномернее распределены светлые зерна фазы WC (фиг. 284, б), тем лучше режущие свойства и прочность твердого сплава Т15К6.
Фиг. 283. Микроструктура твердого сплава ВК15.
Зерна титановой фазы имеют округлую форму (фиг. 284, в); они выявляются путем травления в щелочном растворе K4Fe (CN)6.. Хорошим режущим свойствам сплава Т15К6 отвечает микроструктура из средних или крупных зерен титановой фазы.
Избыток углерода в порошковых твердых сплавах вызывает появление в их микроструктуре графита, а при недостатке углерода образуется т]гфаза (W4Co4C).
Присутствие графита, т^-фазы и других посторонних включений в микроструктуре порошковых твердых сплавов ухудшает их качество.
Механические и физические свойства. Предел прочности на изгиб и твердость порошкового твердого сплава зависят от содержания в нем кобальта. Чем больше в твердом сплаве кобальта и чем крупнее зерна карбидов, тем выше предел прочности на изгиб, но тем ниже твердость. Однако повышение содержания кобальта сверх 15% нарушает сплошной каркас из зерен карбида и резко снижает предел прочности на изгиб.
448
Порошковые сплавы
В случае уменьшения содержания кобальта и применения мелкозернистых карбидов, которые лучше растворяются в кобальте, вязкость и предел прочности на изгиб снижаются, но твердость и износостойкость увеличиваются.
Удельный вес характеризует степень пористости сплава. Высокая теплопроводность способствует отводу тепла от режущего лезвия и увеличивает стойкость инструмента.
а>	6)	в)
Фиг. 284. Микроструктура твердого сплава Т15К6 (X 1500).
Красностойкость твердых сплавов, т. е. способность сохранять структуру и режущие свойства при высоких температурах, значительно выше красностойкости быстрорежущей стали. При этом чем меньше кобальта в сплаве и чем он мелкозернистее, тем выше красностойкость. Титановольфрамовые сплавы обладают большей красностойкостью, чем однокарбидные вольфрамовые, что особенно важно при обработке стали. Кроме того, наличие карбида титана снижает коэффициент трения и увеличивает износостойкость двукарбидных сплавов.
Слипаемость или сцепление твердого сплава с обрабатываемым материалом резко ухудшает обрабатываемость, особенно стальных деталей. Титановольфрамовые твердые сплавы (ТК) отличаются меньшей слипаемостью, которая начинается у них при более высоких температурах, чем у вольфрамовых (ВК). Кроме того, чем меньше в твердом сплаве кобальта, тем меньше слипаемость.
Область применения. При обработке чугуна и цветных сплавов преимущественно применяют однокарбидные вольфрамовые твердые сплавы группы ВК. Сплав ВК2 применяют для снятия легкой
Твердые сплавы
449
стружки на больших скоростях резания и для обработки самых твердых материалов — стекла, фарфора, пластмасс и т. д.
Сплав ВК6 применяют для скоростного, полуобдирочного и чистового точения. Сплав ВК8 применяют для обдирочного точения и для изготовления инструмента, подвергаемого в работе ударам и толчкам. Сплавы ВКЮ и ВК15 применяют для волок при волочении, бурового инструмента и т. д.
При обработке некоторых марок стали получается непрерывная сливная стружка, которая все время соприкасается с твердым сплавом и передает ему большое количество тепла. Здесь решающее значение приобретает красностойкость, наименьший коэффициент трения и особенно слипаемость. Поэтому для обработки стали преимущественно применяют титановольфрамовые твердые сплавы группы ТК.
Сплав ТЗОК4 применяют для снятия легкой стружки при самых больших скоростях резания.
Сплав Т15К6 применяют для полуобдирочной и чистовой работы и для скоростной обработки.
Сплав Т5КЮ применяют для обдирочного точения при снятии тяжелой стружки, требующей прочного инструмента.
В настоящее время почти половина всей обработки металлов однолезвийным инструментом производится с использованием порошковых твердых сплавов. Внедрение твердосплавного инструмента потребовало создания станков новых конструкций, позволяющих осуществлять высокие скорости резания — до 1000—2000 м/мин и выше.
Инструмент из твердых сплавов затачивают на специальных кругах (карборунд «экстра»), а доводят на пасте из карбида бора. При доводке твердых сплавов химическое воздействие пасты имеет большее значение, чем механическое.
Препятствие на пути полной замены быстрорежущей стали твердыми сплавами, в которых дефицитный вольфрам используется в 10 раз эффективнее, заключается в том, что по своей природе твердые сплавы пригодны не для всех случаев механической обработки, а также вследствие сложности изготовления из них фасонного инструмента.
Применение порошковых твердых сплавов ограничивается пластинками, которые припаивают медным припоем к стальной державке — так, например, изготовляют резцы.
Схема производства. Технологический процесс производства металлокерамических (порошковых) твердых сплавов в общем состоит из ряда следующих операций:
1.	Сначала получают грубый порошок вольфрама путем восстановления вольфрамового ангидрида WO3 в потоке водорода при 700—900° или сажей при 1500“ Полученный грубый порошок вольфрама измельчают в течение примерно 9 час. на шаровой мельнице и просеивают.
2.	Порошок вольфрама перемешивают с ламповой сажей и карбонизируют в бумажных или угольных патронах в течение 1 часа в электропечи при 1400° в атмосфере водорода или окиси углерода.
29 Болховитинов н. Ф 302
450
Порошковые сплавы
Полученный порошок карбида вольфрама размалывают и просеивают, как и порошок вольфрама.
Для титановольфрамового сплава карбонизации можно подвергнуть шихту из TiO2+ С+ W и получить сразу оба карбида.
3.	Полученные порошки карбидов и кобальта перемешивают в течение 24 час. и дольше в шаровой мельнице; затем их замешивают с клеем и подсушивают В качестве клея применяют или раствор синтетического каучука в бензине, или раствор парафина в четыреххлористом углероде.
4.	Хорошо замешанная и подсушенная смесь подвергается прессованию при давлении примерно 10—40 кГ/мм2, причем титановольфрамовые смеси требуют большего давления прессования, чем вольфрамовые.
5.	Далее производят предварительное спекание смеси при 900° в течение примерно 1 часа в атмосфере водорода для создания прочности, необходимой при механической обработке. Предварительное спекание применяется не всегде.
6.	После предварительного спекания полученный сплав разрезают и механически обрабатывают на обычных металлорежущих станках — фрезерных, строгальных, токарных и др.
7.	Окончательное спекание, в процессе которого образуется твердый сплав, проводят в атмосфере водорода или в засыпке из порошка магнезита или окиси алюминия — для вольфрамовых сплавов в течение 2 час. примерно при 1400°, а для титановольфрамовых в течение 1—3 час при 1500°. Качество спекания зависит от чистоты карбида титана: чем меньше в нем азота и кислорода, тем лучше идет спекание.
В результате спекания твердый сплав дает линейную усадку до 25%, становится чрезвычайно твердым и не поддается механической обработке; твердые сплавы можно шлифовать зеленым карборундом «экстра» илн подвергать электроискровой обработке.
Производство твердых сплавов требует особой чистоты, тщательного лабораторного контроля, соблюдения технологической дисциплины и всех тонкостей процесса. Следует подчеркнуть, что качество и режущие свойства порошковых твердых сплавов зависят от технологии их производства не менее, чем от их состава.
Литые твердые сплавы. Кроме порошковых твердых сплавов, в машиностроении применяют и литые твердые сплавы. Данные о наиболее распространенных литых твердых сплавах приведены в табл. 52.
Таблица 52
Литые твердые сплавы
Название сплава	Химический				состав в	%		
	С	Сг	Ni	Мп	Si	Со	W	Fe
Сормайт № 1	2,5—3,3	25—31	3—5	0,5—1,5	2,8—4,2	—	—	55—67
Сормайт № 2	1,5—2,1	13,5— 17,5	1,5—2,5	До 1	1,5—2	—	—	74,8—81
Сталинит	10	18	—	15	—	—	—	57
Стеллит	1,8—2,5	27—38	До 2	1	1—2	47—53	13—17	До 2
Литыми твердыми сплавами наплавляют штампы, токарные центры и сильно истирающиеся детали, что увеличивает в несколько раз их стойкость. Стеллит, отличающийся высокой красностойкостью, применяют также для наплавки режущего инструмента.
Сормайт № 1 представляет собой заэвтектический хромистый легированный чугун (фиг. 285, а) со структурой из первичных карбидов и карбидной эвтектики;
Прочие порошковые сплавы
451
его твердость после наплавки НRC 48—52. Сормайтом наплавляются штампы, измерительный инструмент, центра токарных станков, ножи и детали, не подвергаемые сильной ударной нагрузке.
Сормайт № 2 — такой же чугун, но доэвтектический (фиг. 285, б). Его структура состоит из дендритов перлита и карбидной эвтектики; твердость после наплавки НRC 39—45. Сормайт № 2 после отжига может быть обработан; после окончательной закалки и отпуска он получает необходимую высокую твердость.
Сталинит получается при плавлении смеси порошка феррохрома, ферромарганца, чугунной стружки и нефтяного кокса; после наплавки сталинит имеет микроструктуру заэвтектического легированного белого чугуна (фиг. 285, в), которая состоит из первичных карбидов и карбидной эвтектики с твердостью НRC 55—56-
Фиг. 285. Структура литых твердых сплавов (Х100): а — сормайт № 1; о — сормайт № 2; в — сталинит.
Сталинитом наплавляют детали, подвергающиеся сильному абразивному износу — зубья и козырьки ковшей экскаваторов, щеки камнедробилок, лемехи плугов и изделия, у которых поверхность большой чистоты не требует.
Стеллит содержит дорогостоящие элементы — кобальт и вольфрам. Структура стеллита также состоит из твердых карбидов, расположенных в более вязкой основе. Он плавится при невысокой температуре (1200—1300°), и изделия из него изготовляются отливкой. Применяется для инструмента и износостойких деталей.
3. ПРОЧИЕ ПОРОШКОВЫЕ СПЛАВЫ
Тугоплавкие металлы и тяжелые сплавы. Из порошков методом восстановления из окислов получают металлы с очень высокой температурой плавления — вольфрам, молибден, тантал, ниобий и др. Сначала в потоке водорода восстанавливаются из окислов чистые металлы, получаемые в виде порошков. Их прессуют в брикеты, которые после предварительного спекания устанавливают между двумя электродами и нагревают током. Далее производят ковку и прокатку. Все эти операции с вольфра-мем и молибденом производят в атмосфере водорода, а с титаном и танталом — в вакууме, так как последние очень сильно поглощают газы при высоких температурах. Если металл предназначен для нитей электроламп, в него добавляют вещество, препятствующее росту зерна при высоких температурах, например окись тория.
Из порошков изготовляют также «тяжелый сплав» состава 90% W, 7,5% Ni и 2,5% Си, имеющий удельный вес до 17 и высокие механические свойства, приме-
29*
452
Порошковые сплавы
няемый, например, в качестве противовесов там, где по условиям конструирования места для них мало.
Керметы. Керметами называются порошковые сплавы, являющиеся композициями керамических материалов с металлами и предназначаемые для деталей, работающих при высоких температурах или в агрессивной коррозийной среде.
Керметы сочетают жаропрочность, окалиностойкость, коррозийную стойкость и твердость керамических материалов (карбидов, окислов, боридов, нитридов и силицидов) с вязкостью, теплопроводностью и стойкостью при перемене температуры металлов.
Наиболее подходящим керамическим материалом для этих сплавов в настоящее время является карбид титана (TiC) благодаря его жаропрочности, окалиностой-кости и способности противостоять тепловому удару, т. е. не разрушаться при внезапных и сильных изменениях температуры.
Связующим металлом для керметов берут жаропрочный сплав из порошков никеля, кобальта и хрома, иногда с небольшим количеством молибдена. Введение хрома повышает сопротивление ползучести и окалиностойкость керметов.
В качестве примера состав и свойства некоторых керметов, изготовленных в США и Австрии, приведены в табл. 53.
Таблица 53
Состав и свойства керметов
Марка	Состав в %					Удельный вес	Длительная прочность в течение 100 час. при )000° в кГ/мм2
	TiC	Ni	Со	Сг	Мо		
FS-9		48,6	30	10	10	1,4	6,47	8,5
FS-27			44,5	50	—	5,5	—	6,25	6,6
WZ-12c 		50	50% (Ni-		- Со	Сг)	6,55	10
Микроструктура этих керметов (фиг. 286) состоит из светлых участков металлической связки, серых участков карбида титана и черных участков карбида хрома.
Следует отметить, что до сих пор еще не создано керметов с достаточной вязкостью и теплостойкостью. Возможно, что создание порошковых сплавов, удовлетворяющих всем требованиям конструкторов газовых турбин и реактивных двигателей, в значительной степени будет связано с усовершенствованием микроструктуры сплавов.
Из керметов изготовляются опытные лопатки и другие детали для реактивных двигателей и газовых турбин. Уменьшение количества карбида титана и увеличение металлической связки ведет к повышению вязкости кермета, но понижает его жаропрочность.
К числу керметов относится и порошковый алюминиевый сплав САП, состоящий из 20% А12О; и 80% А1, который по прочности при обыкновенной и особенно при повышенных температурах (до 500°) значительно превосходит литые и деформируемые алюминиевые сплавы.
Тонкие пленки А12О3 в микроструктуре САП, не коагулирующие даже при повышенных температурах, препятствуют процессам рекристаллизации и разделяют его структуру на мелкие участки, ограничивающие пути скольжения при пластической деформации.
Легкие, прочные и теплоустойчивые сплавы САП применяются в атомной, авиационной и автомобильной промышленностях.
Пористые подшипники и сплавы. При различных условиях прессования и спекания можно получать порошковые сплавы с самой разнообразной пористостью. Пористые подшипники изготовляют из железного или медного порошка. Если нет
Прочие порошковые сплавы
45}
опасности ржавления, то подшипники изготовляют из смеси железного порошка с 1—2% графита путем прессования и спекания ее до 20—30% пористости, а затем пропитывают маслом.
Пористые бронзовые подшипники изготовляют из порошков: 88,5?-6 Си, 10% Sn и 1,5% графита или порошка бронзы с графитом также путем прессования и спекания их до 20—30% пористости и пропитывания маслом.
Пористые подшипники обладают хорошими антифрикционными качествами, но менее прочны, чем сплошные, поэтому их нельзя применять при больших нагрузках, например для шатунных и коренных подшипников двигателей.
а)
б)
Фиг. 286. Микроструктура керметов (X 1000) (В. А. Хавекотт): а — FS-9; б — FS-27.
Из порошков бронзы, сплавов меди с никелем или чистого никеля производят металлические фильтры с объемом пор, достигающим 80% от общего объема изделия. Такие фильтры применяют в химической промышленности, а также в качестве топливных фильтров двигателей внутреннего сгорания.
Электротехнические сплавы. Особенно широко порошковые сплавы применяются в электротехнике. Постоянные магниты небольшого размера, полученные из порошков Fe—А1—Ni (альни) или Fe—Al—Ni—Со (альнико), отличаются мелкозернистостью (литые магниты весьма крупнозернисты) и лишены литейных дефектов (окисленных пленок, трещин, раковин и ликвации по границам зерен). Это позволяет получить однородную плотность магнитного потока. Допуски в размерах постоянных магнитов из порошков гораздо уже по сравнению с допусками литых магнитов, что сводит к минимуму их механическую обработку — шлифование.
Порошковые сплавы позволяют соединить жаро- и износостойкость вольфрама, молибдена, никеля или графита с высокой электропроводностью меди и серебра. Из таких порошков изготовляют электрические контакты.
Сопротивление контактов искре повышается при комбинации серебра с окисью кадмия. Высокая электропроводность серебра обеспечивается его чистотой, а также отсутствием элементов, могущих образовать с серебром твердые растворы.
454
Порошковые сплавы
Порошковые сплавы Fe—Al—Si (альсифер) отличаются высокой начальной магнитной проницаемостью и ничтожными потерями на гистерезис.
Из порошков электролитического и карбонильного железа и особенно пермаллоя изготовляют сердечники для катушек телефонов, репродуктов и других магнитных приборов. В этих порошках мелкие частицы изолируются одна от другой пленкой керамического типа, что сводит к минимуму потери от вихревых токов.
Для полюсов электродвигателей постоянного тока применяют сплавы из порошков чистого железа, а для щеток двигателей и сегментов коммутаторов — из порошков меди и графита, которые прессуют и спекают при температуре ниже точки плавления меди. В результате получается материал с высокой электропроводностью и хорошей износостойкостью в условиях трения скольжения по меди. Добавкой в эту смесь порошков пинка, олова и никеля можно еще больше увеличить износостойкость материала. Наконец, из порошковых сплавов изготовляют электроды для дуговой сварки и обмазку для электродов.
Прочие сплавы. Из смеси порошков меди, олова, свинца, железа, окиси кремния и графита можно также изготовить фрикционные материалы для облицовки тормозов и муфт сцепления. Если SiO.2 увеличивает коэффициент трения, то, с другой стороны, графит понижает износ от трения. Таким образом, соответствующей дозировкой этих двух компонентов удается регулировать оба фактора в желательном направлении.
Порошковые сплавы применяют также для изготовления прецизионных сплавов, (т. е. сплавов с очень небольшими колебаниями в химическом составе), биметаллов и комплексных сплавов с разным химическим составом поверхности и сердцевины.
Некоторые детали простейшей формы — шестерни, шайбы и т. д. — из обычной и легированной стали также начинают изготовлять из порошков.
Наконец, наиболее жаропрочные сплавы, например для лопаток газовых турбин и реактивных двигателей, изготовляются методами порошковой металлургии. Подробнее обо всем этом см. в литературе в конце главы.
Преимущества и недостатки порошковых сплавов. К числу особенностей порошковых сплавов относится их чистота, точность дозировки, повторяемость состава, а также возможность высокой производительности при изготовлении из них мелких деталей простой формы, узкие пределы допусков и минимальная последующая механическая обработка деталей из них; наконец, в отдельных случаях преимуществами является экономия материалов (малые отходы производства ). сокращение трудоемкости процесса изготовления деталей, экономия инструмента. При этом наиболее экономичным является производство деталей из железного порошка, получаемого из руды прямым восстановлением.
Несмотря на все эти достоинства, порошковые сплавы еще не заняли подобающего места в современном машиностроении, так как этому препятствует высокая стоимость порошков, высокая стоимость штампов для прессования, особенно для прессования крупных деталей и сложных по форме изделии, меньшая прочность и вязкость металлокерамических сплавов по сравнению с катаными, коваными и литыми, трудность обеспечения безупречной чистоты сплава в условиях массового производства.
При конструировании деталей из порошковых сплавов необходимо учитывать следующие требования, определяемые условиями их прессования: не применять острых углов и пересечений; избегать больших и резких изменений сечений; внешние и внутренние резьбы, канавки, углы, отверстия, перпендикулярные к направлению прессования, выполнять посредством механической обработки после прессования; принимать во внимание, что слишком длинные детали после прессования дают неплотную центральную часть.
Широкие перспективы для порошковых сплавов открываются в области массового производства мелких изделий простой формы, особенно из железного порошка.
ЛИТЕРАТУРА
Айзенкольб Ф.. Современное состояние порошковой металлургии. Метал лургнзлат. 1959.
Бальшин М. Ю., Порошковое металловедение, Металлургиздат, 1948.
Прочие порошковые сплавы
455
Борок Б. А. и Ольхов И. И., Порошковая металлургия, Металлургиздат, 1948.
Вопросы порошковой металлургии и прочности материалов, вып. 1—VI, АН УССР. 1956—1959.
Киффер Р., Шварцкопф П., Твердые сплавы, Металлургиздат, 1957.
Порошковая металлургия, Металлургиздат. 1954.
Раковский В. С. и др., Твердые сплавы в машиностроении, Машгиз, 1955.
Iron and Steel Institute, Special Report N 38, Powder Metallurgy, 1947, и Symposium on Powder Metallurgy, dec. 1—2, 1954.
Q о e t z e I, Treartise on Powder Metallurgy, т. 1, 1949, т. Il, 1950, t. Ill, 1952.
Powder Metallurgy in Nuclear Engineering, 1958.
БИБЛИОГРАФИЯ ПО МЕТАЛЛОВЕДЕНИЮ И ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ
Научно-техническая литература по металловедению и термической обработке очень обширна. Публикуется много книг и еще больше статей в научных журналах и сборниках, выходящих в большом количестве как в СССР, так и за границей.
Чтобы ориентироваться и разбираться в столь обширных материалах и иайти необходимые данные, рекомендуется пользоваться реферативными журналами и библиографическими указателями.
С 1936 по 1953 г. в Государственной научной библиотеке Министерства высшего образования СССР издавался журнал «Новости технической литературы (НТЛ), металлургия и технология металлов», в котором печаталась аннотированная библиография о статьях в периодической печати и книгах по металловедению и термической обработке.
После закрытия журнала НТЛ Государственная научная библиотека продолжает составлять текущую библиографию отечественной литературы, издавая ее в виде ежеквартальника «Библиографических указателей технической литературы».
С 1953 г. библиографические материалы по металловедению публиковались Институтом научной информации Академии наук СССР в реферативном журнале «Химия», с 1956 г. начал выходить реферативный журнал «Металлургия», который выпускается и целыми томами и по частям, отдельными выпусками: 1) металлургическая теплотехника, контроль и автоматика металлургического производства; 2) производство чугуна и стали; 3) металлургия цветных и редких металлов; 4) пластическая, термическая и химикотермическая обработка металлов; 5) сварка; 6) металловедение.
Большинство записей реферативного журнала и его выпусков сопровождается аннотациями или рефератами. К реферативному журналу в конце года выпускаются предметный и авторский указатели, облегчающие пользование им.
Рецензии на новые иностранные книги по металловедению и термической обработке и списки книг, поступивших в Государственную библиотеку им. В. И. Ленина, Государственную научную библиотеку (ГНБ) и Всесоюзную государственную библиотеку иностранной литературы, публикуются в журнале «Новые книги за рубежом. Серия Б. Техника».
Всесоюзное научное инженерно-техническое общество машиностроения выпустило библиографический указатель1 по металловедению и термической обработке.
В ряде крупных научных библиотек — Ленинской, ГНБ, Академии наук и многих институтов составлено и составляется большое количество отдельных библиографий по разным вопросам металловедения и термической обработки, которые в журналах и сборниках не публикуются, но с ними можно познакомиться в соответствующих библиотеках и институтах. В этих же библиотеках н институтах имеется большое количество переводов различных научных статей по металловедению и термической обработке из иностранных журналов.
Рефераты, аннотации и подробная библиография по вопросам металловедения и термической обработки публикуются в ряде иностранных изданий. В журнале
’Мышкина М. И., Раевская М. А,, Металловедение и термическая обработка, Библиографический справочник 1860—1947 гг. Машгиз. 1952.
Библиография по металловедению и термической обработке
457
«Journal of the Iron and Steel Institute» (Англия) есть постоянный библиографический раздел Abstracts of Current Literature and Book Notices, в журнале «Journal of the Institute of Metals» (Англия) библиография публикуется в разделе Metallurgical Abstracts.
В США выходит специальный библиографический ежегодник «Review of Metal Literature», издаваемый American Society for Metals. В 1959 г. вышел 14-й том этого ежегодника.
Оригинальные новые работы публикуются в советских и иностранных журна лах и других периодических изданиях.
СОВЕТСКАЯ ПЕРИОДИКА
«Автомобильная промышленность».
«Атомная энергия».
«Вопросы физики металлов и металловедения» — орган института металлофизики Академии Наук УССР.
«Доклады Академии наук СССР».
«Журнал русского металлургического общества» (до 1929).
«Заводская лаборатория».
«Известия Академии наук СССР. Отделение технических иаук. Металлургия и топливо».
«Известия высших учебных заведений», серии «Черная металлургия» и «Цветная .металлургия».
«Литейное производство».
«Металловедение и термическая обработка металлов» — орган Государственного научно-технического комитета Совета Министров СССР Центрального научно-исследовательского института технологии и машиностроения. Научно-технического общества машиностроительной промышленности. После 1 июля 1955 г. заменил соответствующие разделы журнала «Вестник машиностроения», в свою очередь, заменившего с 1940 г. журнал «Вестник металлопромышленности».
«Проблемы металловедения и физики металлов». Сборники трудов Института металловедения и физики металлов. Центрального научно-исследовательского инсти тута черной металлургии.
«Проблемы современной металлургии».
«Сварочное производство».
«Сталь».
Журнал «Сталь» с 1946 г. выходит вместо журналов «Металлург», «Теория и практика металлургии», «Уральская металлургия», «Сталь» (Харьков) и «Качественная сталь».
«Станки и инструмент».
«Труды Всесоюзного научно-исследовательского института железнодорожного транспорта».
«Труды Всесоюзного научно-исследовательского инструментального инсти тута».
«Труды Института металлургии Академии Наук СССР».
«Труды Уральского политехнического института».
«Труды Центрального научно-исследовательского института технологии и машиностроения».
«Физика металлов и металловедение». Орган Уральского филиала Академии Наук СССР.
«Энергомашиностроение».
ЗАРУБЕЖНАЯ ПЕРИОДИКА
«Acta Metallurgica» (США).
«Archiv ft'ir das Eisenhuttenwesen» (ФРГ).
«Foundry» (США).
458
Библиография по металловедению и термической обработке
«Foundry Trade Journal» (Англия).
«Qiesserei» (ФРГ).
«Hutnik» (Польша).
«Hutnike Listy» (Чехословакия).
«Iron Age» (США).
«Iron and Steel» (Англия).
«Journal of the Institute of Metals» (Англия).
«Journal of the Iron and Steel Institute» (Англия).
«Journal of Metals» (США).
«Journal of Nuclear Materials» (Голландия).
«iMaterials in Design Engineering» (США). Заменил журналы «Materials and Metods» и «Metals and Alloys».
«Metall» (ФРГ).
«Metallurgia» (Англия).
«Metal Progress» (США).
«Metals Review» (США).
«Metal Treatment and Drop Forging» (Англия).
«Revue de Mttallurgie» (Франция). С июля 1959 г. научные работы печатаются отдельно в трудах «Memoires Scientifique de la Revue de Metallurgies.
«Neue Hiitte» (ГДР).
«Proceeding of the American Society for Testing Materials» (США).
«Proceedings of the Society of Experimental Stress Analisis» (США).
«Stahl und Eisen» (ФРГ).
«Steel» (США).
«Transactions of the American Foundrymen,s Society» (США).
«Transactions of the American Society for Metals» (США).
«Transactions of the Indian Institute of Metals» (Индия).
«Transactions of the Metallurgical Society of А1МЕ» (США).
«Welding Journal» (США).
«Zeitschrift fur Metallkunde» (ФРГ).
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
А
Азотирование 268
Активации энергия 19, 35
Алитирование 276
Аллотропия металлов 14, 71
Альни 386
Алюминий 392, 437
Алюминий в стали 177, 298
Алюминия деформируемые сплавы 404
— литейные сплавы 401
— поршневые сплавы 404
Алюминиевые сплавы, термическая обработка 397
Анизотропия кристаллов 15
Анормальная структура стали 264
Аустенит 83
— остаточный 191
Аустенита образование 168
— превращение 178
— стабилизация 191
Аустенитные стали 305, 369, 378
Б
Баббиты алюминиевые 427
— кальциевые 427
— оловянные 424
— наплавленные на стальную ленту 430
— свинцовые 426
Бейнит 186
Бериллий 438
Ближний порядок 33
Блоки или субзерна 16, 32, 151
Бор в стали 299, 319
Бронза алюминиевая 422
— бериллиевая 423
— оловяпистая 420, 428
— свинцовистая 428
Быстрорежущая сталь 356
Быстрорежущей стали состав 357
— термическая обработка 358
В
Вакансии 18
Валентные электроны 8
Ванадий в стали 297, 327, 357
Видманштеттова структура 103
Возврат (отдых) 150
Волокна в макроструктуре 157
Волосовины 98
Вольфрам в стали 297
Вторичные превращения 69
Высокого электросопротивления сплавы 381
Вязкое течение металлов 147
Г
Гексагональная решетка 11
Германий 433
Гомогенизация — см. Отжиг диффузионный
Горячая обработка давлением 156
Гранецентрированный куб 11
Границы зерен 32
Графит пластинчатый 115
— хлопьевидный 115
— шаровидный 124
Графитизация 112
Графитизации центры 113
353
Графитизированная сталь Графитная эвтектика 118
Д
Дальний порядок 33
Двойникование 141
Действительное зерно 172
Дендрит 42
Диаграмма изотермического превращения аустенита 180
— состояния сплавов железа с цементитом 85
Диаграммы рекристаллизации 155
—	превращения аустенита при непрерывном охлаждении 197
—	состояния 58
Деформация пластическая 137
—	упругая 137
Дислокации винтовые 22
—	краевые (линейные) 21
Дислокации смешанные 23
—	доказательства существования 27
— при пластической деформации 140
— при старении 235, 333, 398
—	при рекристаллизации 151
460
Предметный указатель
Диффузия 257
Диффузионная металлизация 275
Длительная прочность 374
Дробеструйный наклеп 277
Дробь для наклепа 280
Дуралюмин 405
Ж
Жаропрочность 371, 375
Жаростойкость 371, 375
Жаропрочные и жаростойкие стали и сплавы 376
Железо 79
Железа кривая охлаждения 79
Жидкого металла строение 33
3
Закалка 214
—	в электролите 255
—	высокочастотная 241
—	газовой горелкой 254
—	контактным электронагревом 255
—	изотермическая 215
—	местная 218
— неполная и полная 214
—	прерывистая 215
— с подстуживанием 215, 315
—	с самоотпуском 250
—	струйчатая 215
—	ступенчатая 217, 345
Закалочные среды 219
Зародыш кристалла 34
И
Игольчатый троостит — см. бейнит
Износостойкая сталь 307
Изотопы 433, 438
Инвар 382
Индукционный нагрев 241
Индукция магнитная 383
Инкубационный период 179
Инструментальные стали 340
—	легированные стали 345
—	углеродистые стали 341
Инструментальные стали для горячих штампов 353
—	режущего инструмента 340
—	холодных штампов 353
К
Карбиды 290
Карбидная полосчатость 358
—	эвтектика 357
Карбюризатор 256
Квазиизотропный металл 16
Керметы 452
Кипящая сталь 95
Когерентность 190, 398
Коленчатые валы литые из чугуна 127
Компонент 55
Конструкционные стали 107, 306
Контролируемые атмосферы 206
Концентрационный треугольник 73
Координационное число 12
Коробление при закалке 222
Коэрцитивная сила 383
Красноломкость 101
Красностойкость 356
Кремний в ста'ли 99, 297
—	в чугуне 109
Кремнистые стали 308
Кривая охлаждения 40. 79
Кристаллические решетки металлов
И
Кристаллов дефекты (несовершенства) 17
Кристаллических зерен образование 41
Кристаллографические плоскости 11
Кремнистые стали 308
Критическая скорость закалки 194
Критические точки 88
Л
Латунь 416
Легированные стали 286
Легирующие элементы 286, 295
Легирующих элементов влияние 287
Ледебурит 84
Ледебуритные стали 305
Ликвация дендритная 65
—	зональная 66
—	по удельному весу 66
—	обратная 65
Ликвидуса линия 61
Листовая сталь для холодной штамповки 325
— — деформационное старение 333
---классификация 325
—	— механические свойства 327
Листовой стали микроструктура 328
------ рекристаллизационный отжиг 330
--- технические условия 336
М
Магний 408
Магния литейные сплавы 409
—	деформируемые сплавы 410
Магнитно-мягкие стали и сплавы 388
Магнитно-твердые стали и сплавы 384
Магнитная проницаемость 383
Марганец в стали 99, 297
—	в чугуне 110
Предметный указатель
•461
Марганцевые стали 306
Макроструктура 10, 44, 96
Мартенсит тетрагональный 192
Мартенсит отпущенный 201
Мартенситные стали 305, 366
—	точки 199
Мартенситное превращение 189
Медь 415
Межкристаллитная коррозия 370
Металл 8
Металлических порошков производство 443
Металлическая связь 13
Методы испытаний дилатометрические 58
—	— магнитометрические 58
— — микроскопические 57, 166
—	— определения твердости 166
—	— рентгенографические 58, 167
----термические 57, 167
----электрометрические 58, 167
Механическая смесь 48
Механически закупориваемая сталь 326
Микроструктура 10
Модифицирование 120, 402
Молибден в стали 297
Монокристалл 133
Н
Нагрев стали 205
Наклеп 145
—	дробеструйный 277
—	обкатки роликами 284
—	ротационный 285
— чеканкой 284
Напряжения внутренние (остаточные) 159
---- в листовой стали 334
----методы определения 161
---- при азотировании 268
— — при высокочастотной закалке 251
— — при дробеструйном наклепе 284
----при пластической деформации 146
----при цементации 257
- - - при цианировании 272
Напряжения структурные 160, 248
— термические Г60, 248
Нафталиновый излом 362
Немагнитная сталь и чугун 389
Неметаллические включения 105
Нержавеющая сталь 367
Низколегированные стали 312, 320
Никель в стали 289, 296
Нимоник 379
Нитевидные кристаллы 148
Нитроцементация 316
Нихром 381
Нормализация 315
О
Обрабатываемость стали 320
— влияние элементов 321
— влияние структуры 323
Обработка холодом 236
Обезуглероживание 105, 206, 221
Ограниченная растворимость 51
Отжиг диффузионный 212
—	изотермический 211
—	на зернистый перлит 212
—	низкотемпературный 213
— полный 210
— рекристаллизационный 213, 330
Отпуск стали 231
— превращения в структуре 199
Отпускная хрупкость 299
— необратимая 299
—	обратимая 300
П
Параметр кристаллической решетки 12
Патентирование 217
Пачки скольжения 139
Переохлаждение 39
Перитектика 67
Перлит 83
Перлитные стали 305
Перлитное превращение 182
Пермаллой 389
Плакирование 407
Платинит 383
Плоскость скольжения 138
Плутоний 439
Побежалости цвета 233
Подшипники дву- и триметаллические 430
Подшипники накатанные 431
Подшипниковые сплавы 423
Ползучесть (теория) 372
Полигонизация 151
Поликристаллическое состояние 16
Полиморфизм — см. Аллотропия металлов
Полосы скольжения 334
Пороки закалки 221
—	легированной стали 301
—	макроструктуры стали 97
—	микроструктуры стали 103
Правило отрезков 62
—	фаз 55
Порошковые сплавы 442
—	— электротехнические 453
462
Предметный указатель
Порошковых сплавов схема производства 449
Превращение аустенита изотермическое 179
---при непрерывном охлаждении 197
Превращение при отпуске 199
Предел ползучести 374
Принцип размерного и ориентационного соответствия 36
Припой мягкий 432
— твердый 432
Природное зерно 172
Прокаливаемость 225
Прокаливаемости полоса 229
— торцовый метод определения 226
Промежуточное превращение аустенита 186, 292
Псевдобинарная диаграмма 76
Р
Радиоактивное излучение, влияние на металл 433
Реакторов материалы 436
Рекристаллизация вторичная 155
—	первичная 151
Рекристаллизации диаграмма 155
—	температура 153
Релаксация напряжений 374
Рост чугуна 119
С
Самодиффузия 19
Самоотпуск — см. Закалка с самоотпуском
Свободая энергия 34, 112, 178
Сегрегация — см. Ликвация
Сера в стали 101, 321
—	в чугуне 110
Сигма-фаза 378
Силикаты 103
Силицирование 276
Силумин 402
Сильхром 376
Система алюминий — кремний 394
—	алюминий — медь 394
—	алюминий силицид магния 397
—	железо — кремний 298
—	железо — марганец 297
—	железо — никель 296
—	железо — углерод 85
—	железо — хром 296
—	медь — олово 420
—	медь — никель 63
—	медь — цинк 416
—	медь — свинец 428
—	свинец — сурьма 59
Скорость зарождения центров 38
—	роста кристаллов 39
Слиток стали 44
Соединение химическое 53
Солидуса лииия 61
Сорбит закалка 186
— отпуска 203
Сормайт 450
Спекание 444
Сплавы металлов 48
Спокойная сталь 95
Стали и сплавы с особыми свойствами 366
Сталинит 451
Старение алюминиевых сплавов 398
— деформационное 235, 333
—	закаленной стали 234
—	искусственное 234
—	естественное 234
—	низкоуглеродистой стали 235
Старения дислокационная теория 235
Стеллит 451
Степень свободы 56
— тетрагональное™ мартенсита 192
Строчечность 105, 330
Сульфиды 105
Сфероидизация — см. Отжиг на зернистый перлит
Т
Твердые растворы внедрения 52
--- вычитания 52
---замещения 50
Твердые сплавы литые 450
Твердые сплавы металлокерамические 445
Теплоустойчивые стали 371
Термомеханическая обработка 300, 379
Тетрагональная решетка 192
Титан 410
—	технический 411
Титана сплавы 412
—	применение 414
—	термическая обработка 413
Торий 440
Трансформаторная сталь 388
Трещины закалочные 222
Тройные системы 73
Троостит закалки 186
— отпуска 201
У
Углерод в стали 98
Углеродистые стали 105
Упорядоченные твердые растворы 51
Усадочная пористость 98
— раковина 96
Устойчивый зародыш 35
Упрочнение поверхностное 241, 277
Уран 438
Предметный указатель
463
Ф
Фаза 56
Фазы внедрения 54
—	Юм-Розери 54
Феррит 81
Ферритные стали 305
Флокены 302
Флуктуации 19
Фосфидная эвтектика ПО
Фосфор в стали 101
—	в чугуне 110
X
Химически закупоренная сталь 327
Хладноломкость 101
Хром в стали 295
—	в чугуне 129
Хромистые стали 309. 397
Хромомарганцовистые стали 311
Хромоникелевые стали 310
Хромирование 276
Ц
Цементация газовая 258
—	жидкая 263
— применение эндотермической атмосферы 261
—	скоростная 260
—	твердая 261
Цементит первичный 83
—	вторичный 83
—	третичный (структурно свободный) 88, 330
Цементитная эвтектика — см. Ледебурит
Центры кристаллизации 34
Центрированный куб 11
Цианирование высокотемпературное 271
Цианирование низкотемпературное 271 — газовое 274 — жидкое 273 Цирконий 437
Ч
Черные пятна 124
Чугуны антифрикционные 429
—	высокопрочные 121
—	ковкие 129
—	легированные 128
—	модифицированные 120
—	отбеленные 111
—	серые Г15
—	с особыми свойствами 389
— термическая обработка 237
Ш
Шестерни—стали и термическая обработка 312
Э
Эвтектика 49
Эвтектоид 71, 83
Эвтектоидная сталь 93
Электротехнические стали 388
Элементарная ячейка кристаллической решетки 13
Элинвар 383
Эндотермическая атмосфера 207
Я
Ядерное горючее 438
— облучение 433
Ядерных реакторов материалы 436