» » Диаграмма железо-углерод
23.01.2015

В соответствии со своим важным значением диаграмма железо—углерод подвергается более тщательному рассмотрению. Диаграмма железо—углерод, имеющая техническое применение, включает содержание углерода от 0 до 6,67 %. Содержание углерода 6,67 % соответствует 100 %-ной доле соединения Fe3C, называемого цементитом.
Таким образом, диаграмма железо—углерод представляет часть диаграммы между чистым компонентом А (Fe) и соединением V (Fe3C).
Часто в диаграмме железо—углерод наряду со сплошными линиями также указаны пунктирные (рис. 9.4.1). В то время как сплошные линии соответствуют метастабильной системе Fe—Fe3C, пунктирные линии изображают стабильную систему Fe—C. В области до 4,3 % С различия в положении граничных фазовых линий между метастабильной и стабильной системами сравнительно незначительны. Однако при длительном температурном воздействии и при более высоком содержании углерода, в частности более 2%, цементит имеет склонность к распаду на железо и графит. Графит и цементит могут, как часто наблюдается у чугуна, появляться также рядом друг с другом.
Диаграмма железо-углерод

Диаграмма Fe-Fe3C является характерным примером сложной системы. Охваченные диаграммой фазовые пространства содержат три превращения с точками инвариантности (см. рис. 9.4.1):
1. Перитектическое превращение с перитектической точкой при 0,10 % С и 1493 °C (точка F). При этом превращении из расплава и первично выделенного δ-твердого раствора (о.ц.к.) образуется γ-твердый раствор (г.ц.к.) по реакции S+δ⇔γ.
2. Эвтектическая реакция между расплавом, γ-твердым раствором и Fe3C при 4,3 % С и 1147 °C по реакции S⇔γ+Fe3C (точка С). Эвтектикаль, подчиненная этой реакции, простирается от 2,06 до 6,7 % С, соответственно от 31 до 100 % Fe3C. Согласно диаграмме это означает, что при содержании С≤2 % из расплава выделяется гомогенный γ-твердый раствор, максимальная растворимость которого для С в 2 % при 1147 °C уменьшается до 0,8 % при 723 °С. С максимальной растворимостью углерода в γ-твердом растворе при 2 % одновременно связываются границы для стали (≤2 %) и для чугуна (≥2 %).
3. Эвтектоидное превращение γ-твердого раствора (аустенит) в α+Fe3C при 0,8 % С и 723 °C по реакции γ⇔α+Fe3C (точка S).
Диаграмма железо-углерод

При содержании С≥2 % наряду с первично выделенным γ-твердым раствором остаточный расплав превращается в эвтектику γ+Fe3C, которая при 4,3 % образуется как чистая эвтектика и называется также ледебуритом.
Максимальная растворимость α-твердого раствора для С с 0,02 % при 723 °C очень мала и уменьшается дальше до содержания ≤0,001 % при комнатной температуре. На большом скачке растворимости при полиморфном превращении γ-твердого раствора в a-твердый раствор основывается изменение твердости в результате фазового превращения благодаря принудительному растворению углерода в о.ц.к.-решетке.
В зависимости от содержания углерода изображается структура железоуглеродного сплава благодаря характерной форме и распределению составных частей феррита (α-твердый раствор) и цементита (Fe3C) или в стабильной системе графита (С).
При эвтектоидном превращении цементит располагается в виде пластин в чередовании со слоями феррита. Это обусловлено преимущественно чередующимся преобразованием центров кристаллизации и роста. Благодаря этому возникает полосчатая составная часть структуры, называемая перлитом. Эта форма проявления перлита в протравленном шлифе возникает благодаря тому, что при травлении α-твердый раствор сильнее подвергается воздействию, чем слои Fe3C, и последние выступают на поверхости (рис. 9.4.2). При содержании С≤0,002 % цементит (Fe3C) выделяется при охлаждении ниже 723 °C в виде третичного цементита предпочтительно на границах зерен (рис. 9.4.3).
При содержаниях от 0,002 до 0,08 % С образуется наряду с первично образовавшимися из γ-твердых растворов α-твердыми растворами эвтектоидная смесь из α+Fe3C (перлит) (рис. 9.4.4). Феррит с его максимальной растворимостью углерода 0,02 % изображается на микрофотографии шлифа как светлая структура зерна (см. рис. 9.4.4). При 0,8 % С γ-твердый раствор полностью превращается в эвтектоидную смесь α+Fe3C в качестве перлита (рис. 9.4.5).
Диаграмма железо-углерод

Выше значения 0,8 до 2 % С наряду с перлитом над эвтектоидным составом появляется вторичный цементит, который часто выделяется на границах зерен аустенита (γ-твердого раствора) (рис. 9.4.6).
Выше 2 % насыщенный γ-твердый раствор участвует в образовании эвтектики с 4,3 % С при 1147 °C (ледебурит). Содержание углерода в аустените составляет тогда 2,06 %. В зависимости от скорости охлаждения в этой эвтектической точке остаточный расплав превращается в γ+Fe3C (система железо—карбид железа) (рис. 9.4.7) или в γ+С (система железо—графит) (рис. 9.4.8).
Диаграмма железо-углерод
Диаграмма железо-углерод

При содержании углерода ≥4,3 % из расплава выделяются первичные кристаллы цементита или (в стабильной системе) графита. Форма выделения из γ-твердого раствора (цементит или графит) зависит от скорости охлаждения и от наличия определенных добавочных элементов. Медленное охлаждение и наличие кремния благоприятно затвердеванию в стабильной системе (т.е. железо—графит). Благодаря элементам примеси определяется, однако, не только количество углерода, выделившегося в виде графита, но также его форма, например пластины, крупицы, хлопья, шарики. Как изображено на рис. 9.4.1, для Fe-Fе3C в зависимости от содержания углерода и температуры устанавливаются области существования различных фаз, граничные линии, фаз и точки превращения (критические точки). Для критических точек и линий раздела границ фаз были введены единые обозначения. Для чистого железа это:
1536 °C — температура затвердевания (точка плавления), δ-железо;
1392 °C — A4, точка превращения δ-γ-железа (аустенит);
911 °C — A3, превращение γ-железа (аустенит) в α-железо (немагнитное α-железо);
769 °C — A2, превращение немагнитного α-железа в ферромагнитное α-железо.
У углеродосорержащего железа добавляется:
723 °C — A1, эвтектоидное превращение (перлит).
Так же, как и α-железо, δ-железо имеет о.ц.к.-решетку. Таким образом, δ-и α-железо являются единой фазой, устойчивость которой при чистом железе прерывается между 911 и 1392 °C вследствие появления г.ц.к. γ-решетки. Поскольку о.ц.к.-решетка δ- и α-железа менее плотно упакована, чем г.ц.к. γ-решетка, уменьшается объем железа при превращении α в γ. Она увеличивается снова при превращении γ в δ. Превращение ферромагнитного a-железа в немагнитное α-железо при превышении температуры 769 °C (точка Кюри) влечет изменения решетки. Поэтому отказались от ранее введенного обозначения β-железа для немагнитного β-железа, так что в диаграмме железо-углерод не появляется β-фаза.
Температурные точки, указанные для названных превращений, имеют значение только при медленном изменении температуры, при котором температурные точки приближаются к температурам равновесия. Температурные точки при нагревании и охлаждении имеют фактически различные температуры, различия эти возрастают с увеличением скорости нагревания или охлаждения. Температурные точки при нагревании выше температуры равновесия, температурные точки при охлаждении ниже температуры равновесия. Этот гистерезис можно объяснить необходимой критической величиной зародыша кристаллизации для роста центра кристаллизации. Температурные точки на кривой охлаждения называются Ar-точками (r — refroidissement) охлаждения. Температурные точки на кривой нагревания называются Ас-точками (с — chauffage) нагревания (ср. рис. 9.2.1). Обозначение температурных точек буквой А происходит от "arret" (остановка).
Также унифицировано обозначение буквами хода линий в диаграмме железо-углерод. Важным линейным графиком для технической термообработки является линия GOS (названная так же, как линия A3). На этой фазовой граничной линии из аустенита (γ-твердый раствор) с понижением температуры выделяются α-твердые растворы (феррит) с очень незначительным содержанием углерода (линия GP). Остаточный аустенит обогащается соответственно кривой GOS углеродом до 0,8 %. Если содержание углерода в аустените составляет выше 0,8 % С, то уже из аустенита на границах зерен предпочтительно выделяется цементит (вторичный цементит), благодаря чему содержание углерода аустенита уменьшается соответственно линии ES (Acm-линия) до эвтектоидного состава.
При недостижении температуры 723 °C соответственно линии PSK (A1-линия) существующий на этой линии остаточный твердый раствор из γ-твердых растворов распадается на эвтектоид из α-твердых растворов (феррит) и карбида железа (цементит). Распад происходит, конечно, в соответствии с диаграммой, таким же образом, если выше 2,06 % С, при недостижении линии ЕС наряду с γ-твердыми растворами образуется выделенный ледебуритом цементит.
Классификация железных материалов

Подразделение железных материалов происходит на нелегированные и легированные сорта. Понятие "железные материалы" определено европейской нормой 20—74 и ISO 4 948, ч. I. По ней считаются железными материалами употребляемые для конструкционных деталей и материалов сплавы металлов, у которых массовая доля железа выше доли любого другого элемента. Сталью (в противоположность чугуну) считаются железные материалы, которые могут подвергаться ковке без последующей обработки. Стали вообще содержат, за исключением некоторых сортов с высоким содержанием хрома, менее 2 % С. При содержании приблизительно 2 % в системе железо—углерод имеет место начало эвтектикалей, т.е. с этого содержания углерода появляется до 4,3 % С наряду с γ-твердым раствором эвтектика (ледебурит). Содержание С≤4,3 %, при превышении которого из расплава выделяется первичный цементит, представляет для технического чугуна максимальное значение.
Для определения области нелегированных сталей также благодаря существующим нормам (европейская норма 20—74, ISO 4 948, ч. I) указываются предельные величины легирующих элементов для этой группы материалов. Для некоторых важных элементов устанавливаются предельные содержания: 0,5 % Si; 0,8 % Mn; 0,1 % Al или Ti; 0,25 % Cu. В группе легированных сталей производится дальнейшее разделение на низколегированные сорта с общим содержанием легирующих ≤5 % и высоколегированные с содержанием их ≥5%.
Понятие "высококачественная сталь" означает, что качество стали (легированной или нелегированной) обеспечивается ограниченным содержанием неметаллических включений и нежелательных примесей. Так, например, для этой группы материалов имеет значение P≤0,035 %, S≤0,035 %.
Наряду с высококачественными видами стали существуют еще качественная и рядовая сталь с более высокими предельными значениями примесей. К рядовой стали относятся по европейской норме только нелегированные сорта, которые должны выполнять определенные указанные там условия.
Важна для применения сталей и находит свое отражение в нормах и стандартах классификация по свойствам этих материалов. Для таких классификаций используются, как свойства переработки, так и условия производства или (соответственно) области применения. Так маркируются стали для определенной термообработки, например цементируемая сталь и сталь с улучшенной структурой, сталь с определенными свойствами для обработки давлением, например путем отбортовки или глубокой вытяжки, а также материалы с особыми свойствами для обработки металла резанием.
Области применения железных материалов, предписанные производственными требованиями, в основном характеризуются материалами с определенными уровнями прочности, жаропрочностью, жаростойкостью, коррозионной стойкости и кислотоупорности, а также рессорно-пружинные и инструментальные стали.
Нелегированные стали. Для классификации нелегированных сталей по содержанию углерода важным критерием является состояние эвтектоида при 0,8 % С. По нему можно различать доэвтектоидные и заэвтектоидные стали. В области доэвтектоидных сталей, а особенно в области до 0,5 % С, преобладают конструкционные стали, над ними располагаются в основном инструментальные стали. Более высокое содержание углерода имеют стали для большой износоустойчивости, рессорно-пружинные стали и сталь для проволочных канатов.
Улучшенная сталь — это закаливающаяся конструкционная сталь в основном с содержанием С от 0,2 до 0,6 %. Предел закаливаемости часто указывается с 0,2 % С. Одновременно это содержание углерода является ориентировочными данными для свариваемости стали, без необходимости' применять дополнительные меры, например подогрев или повторный отжиг. В области содержания С≤0,2 % находятся цементируемые стали. Эти стали применяются, если требуется наряду с вязкой сердцевиной твердая износоустойчивая поверхность. Чтобы достигнуть этого, с помощью диффузионного отжига содержание углерода в слое с уменьшенным количеством углерода в наружной зоне доводится максимально до 0,8 %, так что она благодаря закалке становится твердозакаленной. Науглероживание происходит в твердых, жидких и газообразных карбюризаторах. Цементация подобна нитроцементации.
Нелегированные стали с содержанием С≤0,08 % имеют лишь очень незначительные доли перлита. Такие материалы обладают очень хорошей способностью к холодной штамповке и соответственно нужными свойствами для обработки посредством штамповки, обработки давлением и глубокой вытяжки. Такие марки стали применяются как листовая сталь для автомобильных кузовов, а также как упаковочные листы, например с оловянным покрытием в виде луженой (белой) жести.
Вообще классификация стали четко указывает, как противоположно подвергаются влиянию под воздействием углерода прочность или твердость, вязкость или деформируемость. Так, высокопрочные стали имеют лишь незначительные запасы вязкости, так что, например, трещины в материале больше не затормаживаются и ведут к полному разрушению детали.
Преимущественно нелегированные и легированные стали после отливки в слитки или после непрерывной разливки прокатываются или куются. Стали могут применяться также в виде стального литья, причем благодаря литью они уже получают окончательную форму. Для изготовления стальных литых деталей применяется наряду с отливкой в песке или в металлических формах также центробежное, оболочковое и точное (прецизионное) литье.
Неблагоприятная структура стали, отлитой в слитки, устраняется последующей термообработкой, причем устраняются также трещины, например поры и раковины. Литая сталь, не подвергнутая такой термообработке, будет содержать грубую Видманштедтовую структуру литья с характерными ферритными полосами и обусловленными этим низкими значениями пластичности и вязкости и должна подвергаться последующей термообработке (рис. 9.4.9).
Диаграмма железо-углерод

У нелегированных сталей следует различать по качеству кипящие, полу-спокойные и спокойные стали. У кипящих сталей кислородные реакции в расплаве достигают циркуляционных потоков в кокиле, причем в центре поперечного сечения слитка образуется зона сегрегаций. Спокойные стали содержат зоны сегрегаций в прибыльной части слитка, которая содержит также усадочную раковину. С отделением верхней части зона усадочной раковины и зона примесей удаляются. Соответственно при обработке спокойных сталей возникает определенное количество металлических отходов.
Для высококачественной стали, а особенно для легированной, применяется только спокойно отлитая сталь. Учитывая высокие требования к качеству, часто проводится дегазация отливки (вакуумное литье).
Действие легирующих элементов. Для системного понимания действия легирующих элементов на состояния областей и граничные линии фаз на диаграмме железо—углерод и на свойства сталей полезна принципиальная классификация легирующих элементов.
Поглощение железом легирующих элементов может происходить с помощью:
- образования твердого раствора (твердый раствор внедрения, твердый раствор замещения);
- образования вторичной фазы (гетерогенная структура);
- образования соединений (образование интерметаллических фаз).
Как следует из закономерностей образования твердого раствора, твердый раствор внедрения требует относительно большой разности радиуса атомов основной решетки и принимаемого элемента. Это значит, что атомы легирующего элемента должны быть небольшими относительно атома железа. Увеличивающаяся деформация (искажение) решетки с принятием внедренных атомов обусловливает только, ограниченную поглощающую способность таких элементов в основном металле. При этом растворимость в о.ц.к.-решетке α-железа меньше, чем в г.ц.к.-решетке γ-железа, так как о.ц.к.-решетка имеет более мелкие поры, чем г.ц.к.-решетка. С ростом концентрации элементов и при низкой температуре такие внедренные растворимые легирующие добавки ведут к образованию гетерогенной (многофазной) структуры. Наряду с углеродом к таким элементам относятся N и B. Если у элементов, принимаемых железом при образовании твердого раствора замещения, не выполнены условия для беспористого ряда твердого раствора, то его растворимость в железе будет также ограниченна, благодаря чему образуются гетерогенные структуры с возрастающим содержанием сплава (легирующих элементов). Примерами таких легирующих элементов являются Cu и Zn. Благодаря элементам N, Cu, Zn не только возникают гетерогенные структуры, но и расширяется γ-область (повышение A2 и понижение A3). Расширенная таким образом область ограничивается областью гетерогенности (рис. 9.4.10, а). Элементы В, Zr, Nb, Ta, Ce и S сужают γ-область, причем она окружена гетерогенными зонами соответственно также вновь ограниченной растворимости этих элементов (см. рис. 9.4.10, б).
Расширение γ-области при образовании ряда твердого раствора без пор, т.е. гомогенно выходящей γ-области, достигается аустенитными образующими Ni, Co, Mn (рис. 9.4.11, а). Другая группа элементов очень хорошо растворима в α-железе, a в γ-железе растворима лишь ограниченно. Благодаря добавлению таких элементов γ-область изолируется, а α-область с гомогенным выходом расширяется. Элементами, образующими таким образом феррит, являются Be, Al, Si, Р, Ti, V, Cr, As, Mo, Sn, Pb и W (см. рис. 9.4.11, б). He имеющие фазовых превращений аустенитные и ферритные стали, естественно, не могут менять свою твердость от присутствия мартенсита.
Диаграмма железо-углерод

В качестве примера сдвига граничных линий раздела фаз в схеме Fe-C благодаря легированию третьим компонентом следует рассмотреть действие Si (рис. 9.4.12). Граничные линии фаз заметно сдвигаются в системе Fe-C, так что по сравнению с нелегированной сталью образуется значительное сужение аустенитной области. Характерными представителями ферритных сталей являются кремнистые и хромистые. стали. Известными аустенитными сталями являются марганцевые, никелевые и хромистоникелевые стали.
Добавка легирующих элементов к стали проявляется вообще на скорости фазового превращения при нагревании или при охлаждении. Это можно объяснить изменением коэффициента диффузии и работой по образованию зародышей (центров) кристаллизации вследствие легирующих элементов. Остальные легирующие элементы стали, за исключением Co, снижают скорость диффузии углерода в железе и, таким образом, имеют следствием замедление диффузионного управляемого фазового превращения аустенита в феррит/перлит.
Критическая скорость охлаждения, необходимая для закалки стали, благодаря этому снижается и улучшается прокаливаемость больших поперечных сечени. Элементами, улучшающими прокаливаемость, являются, в частности, Ni, Cr и Mo. Ho углерод действует таким же образом.
Диаграмма железо-углерод

Для понимания мероприятий по легированию, их влияния на структуру и свойства стали разумно в отдельности рассмотреть действие некоторых важных легирующих элементов. В соответствующем изображении можно показать образование различной структуры в зависимости от взаимодействия различных легирующих элементов.
Марганец (Mn). При 2,0 % Mn эвтектоидная точка (точка перлита) сдвинута в диаграмме железо—углерод на 0,7 % С и 620 °C. При охлаждении на воздухе создается приблизительно график, по которому марганцовистые стали в зависимости от состава могут подразделяться на перлитные, мартенситные и аустенитные (рис. 9.4.13). Марганцовистые конструкционные стали, чаще всего в улучшенном состоянии с содержанием от 1 до 3 % Mn и от 0,1 до 1,0 % С, находят применение преимущественно в высокоустойчивых деталях, таких как рельсовые пути, направляющие параллели, шнековые конвейеры, землеобрабатывающие машины. Материалы используются также в листовых рессорах, осях, а также в холодно- и горячештампованных болтах.
Диаграмма железо-углерод

Конструкционные стали, легированные марганцем, имеют хорошие свойства для свариваемости: сварочные электроды изготавливаются из стали с 0,1 до 0,2 % С и 1,0 до 3,0 % Mn. Чаще всего марганцовистые улучшенные стали сплавляются с дополнительными карбидообразующими элементами, как, например, Cr, V, Mo и др. Благодаря добавлению таких элементов снижается чувствительность марганцовистых сталей к перегреву при закалке. Инструментальные стали с содержанием марганца также часто легируются. Особенного упоминания требуют аустенитные марганцевые стали, так называемые марганцевые закаленные стали с содержанием марганца от 13 до 15 %. Высокая твердость возникает у этих материалов лишь благодаря деформации сжатия на поверхности, когда последняя возникает, например, при применении в качестве ударного инструмента или у зубьев экскаватора. При абразивном износе, например под действием песка или измельченного продукта, эти стали, однако, подвергаются сильному воздействию.
Никель (Ni). Так же, как и Mn, на аустенит действует стабилизирующе (рис. 9.4.14). Благодаря снижению критической скорости охлаждения при закалке повышается глубина прокаливаемости, соответственно увеличивается закаливающееся, поперечное сечение.
Подобно марганцевым сталям никелевые стали можно разделить по их структуре, которая устанавливается при охлаждении на воздухе. Никелевые стали, характеризуемые по рис. 9.4.14 как мартенситные, мало применяются из-за плохой обрабатываемости. Важными являются высококачественные стали с перлитной структурой после воздушного охлаждения и аустенитные стали.
В противоположность марганцу никель уменьшает чувствительность к перегреву при закалке. Он содействует измельчению зерен и повышает вязкость. Прежде всего в цементируемых сталях выгодно используется действие никеля как измельчителя зерна. Склонность к волокнистой текстуре структуры (четко выраженное строчечное строение со свойствами, зависящими в значительной степени от направления), которая имеется у марганцевой стали, отсутствует у никелевых сталей, так что прежде всего подвергаются благоприятному влиянию механические свойства в поперечном направлении.
Только немногие цементируемые и высококачественные стали легируются с никелем. Это преимущественно стали, подвергаемые обработке холодом, с содержанием никеля от 3 до 5 %. Большей частью никелевые конструкционные стали, а также никельсодержащие инструментальные стали (1 до 3 % Ni) часто легируются преимущественно Cr, V, Mo, W.
Повышение электрического сопротивления благодаря применению никеля способствует использованию никелевых сплавов с содержанием от 20 до 70 % Ni в качестве нагревательных элементов. Аустенитная сталь с содержанием 36 % Ni имеет минимальный коэффициент теплового расширения 1,5*10в-6 мм/К (рис. 9.4.15). Этот материал известен как инварсталь и применяется в точном приборостроении, а также в термобиметаллах для пластин с небольшим линейным расширением.
Хром (Cr). Хром, так же как и элементы Mn и Ni, уменьшает скорость охлаждения и позволяет, таким образом, закаливать и улучшать сравнительно большое поперечное сечение. В отличие от Ni и Mn действует Cr на феррит стабилизирующе, так что при 17 % Cr образуются неизменяемые ферритные стали, которые, конечно, не могут изменять свою твердость в результате фазового превращения (рис. 9.4.16).
Диаграмма железо-углерод

Хром уменьшает растворимость углерода в аустените и обусловливает, таким образом, увеличенные выделения карбидов. Инструментальная сталь с содержанием 0,8 % С и 5% Cr является заэвтектоидной, сталь с 1 % С и 15 % Cr содержит уже ледебурит. Такие ледебуритные Cr-стали являются еще ковкими в противоположность появлению ледебурита в системе железо—углерод, где ковкость теряется.
Диаграмма железо-углерод

При температуре выше 440 °C в системе Fe-Cr наступает охрупчивание благодаря образованию σ-фазы. Область существования Cf-фазы зависит от содержания Cr и достигает при 49 % Cr максимума с температурой 830 °C (рис. 9.4.17). Область расслаивания (разрыв растворимости) в системе Fe-Cr до 575 °C метастабильна (пунктирная линия на рис. 9.4.17). Образование σ-фазы является причиной для так называемого 475 °С-охрупчивания хромистых сталей. Высокожаропрочным сталям с содержанием Cr свыше 10 % при низких рабочих температурах в соответствии с диаграммой состояния Fe-Cr угрожает охрупчивание.
Хромистые конструкционные стали являются в большей части сложнолегированными, чрезвычайно широко распространенными высококачественными сталями в общем машиностроении, особенно в моторо- и турбиностроении для строительства станин и для применения как рессорно-пружинная сталь. Содержание Cr в этой группе материалов составляет чаще всего от 0,4 до 1,7 %.
Хромистые стали с содержанием углерода около 1 % имеют большое значение при изготовлении подшипников качения.
Хромистые инструментальные стали и сплавы для сварки наплавлением имеют диапазоны от области конструкционных сталей до содержания Cr 30 %. Хромистые стали с содержанием свыше 12 % Cr обладают высокой коррозионной устойчивостью в ряду важных производственных условий для машиностроения. Такие стали относятся к стандартным сталям для лопастей паровых турбин и компрессоров.
Для высокой жаропрочности применяются стали с Cr в качестве легирующего элемента вместе с другими карбидообразующими, например Mo, W и V. Для повышения окалиностойкости хромистые стали содержат еще другие элементы, образующие поверхностный слой, например Si и Al.
Хромоникелевые стали. При изображении структуры в зависимости от содержания Cr и Ni становится отчетливым противоположное действие этих элементов на стабильность феррита и аустенита (рис. 9.4.18).
Диаграмма железо-углерод

Высококачественные и инструментальные стали находятся после воздушного охлаждения в области существования перлита, промежуточной ступени и мартенсита. Особое значение, однако, имеют коррозионностойкие аустенитные стали с составом приблизительно 8 % Ni и 18 % Cr (18—8 Cr-Ni стали, торговое название "У2А-сталь").
Эти и подобные материалы находят многостороннее применение в строительстве химических установок и в технологии производства пищевых продуктов. Аустениты с их г.ц.к.-решеткой принципиально отличаются более высокой жаропрочностью, чем модификации с о.ц.к.-решеткой.
Кремний (Si). При производстве стали кремний используется как раскислитель. Благодаря своим свойствам образования поверхностного слоя кремний в качестве легирующего элемента часто находится в коррозионно- и окалиностойких сталях. Сталь с содержанием Si ~ 2,0 % при содержании С 0,5 % применяется как рессорно-пружинная. Многократно легированная рессорная сталь содержит вместо Cr-V часто также Cr-Ni.
Из-за благоприятного воздействия при образовании графита (распад Fе3C) Si прежде всего имеет значение у серого чугуна. Более высокое содержание Si (≥4 %) ухудшает механические свойства, особенно для холодной и горячей прокатки, так что такое содержание кремния применяется только в кислотоупорном чугуне.
Важной специальной областью для применения Si является электрохимическая листовая сталь. С содержанием С~0,1 % и содержанием Si≤4,0 % становятся незначительными потери при перемагничивании, материал становится магнитомягким и имеет соответственно узкую петлю, гистерезиса (рис. 9.4.19). Дополнительно для таких материалов добиваются по возможности крупнозернистости. Часто используется также жесть, ориентированная на зерно с магнитным преобладающим направлением. В противоположность таким магнитомягким материалам имеются магнитожесткие материалы, содержащие Ni, Co и Al. Они имеют высокую остаточную намагниченность и пригодны для постоянных магнитов (см. рис. 9.4.19).
Алюминий (Al). Наряду с Si в качестве раскислителя применяется Al, который действует сильнее, чем Si. При раскислении в ковше в стали остается от 0,025 до 0,02 % Al. В частности, у листового материала для глубокой вытяжки добавка Al несет с собой устойчивость против старения, так как алюминий связывает при старении активно действующий азот. Явление старения можно наблюдать у материалов, полученных глубокой вытяжкой начиная с содержания азота 0,01 %.
Из-за способности связывать азот Al выгодно добавлять к азотированным сталям. Наряду с известными в высококачественной стали элементами, такими как Cr, Mo, V, азотированные стали содержат Al в количестве примерно 1 %. Содержание Al до 1,5 % вводится для повышения окалиноустойчивости, например, в высоколегированной хромистой стали (до 24 % Cr). Наряду с Co, Ni и Cu в сплавах для постоянных магнитов содержится до 13 % Al.
Свинец (Pb), сера (S). Эти элементы представляют, как правило, нежелательные примеси для стали. Добавки свинца от 0,1 до 0,25 % имеются в автоматной стали. Благодаря этому получается более благоприятная короткая стружка и по сравнению со сталью, в которой не имеется этих элементов, может достигаться скорость резания выше на 50 %. Свинец в стали практически нерастворим и содержится в каплеобразной коагуляции. Сера действует таким же образом, как и свинец. Содержание составляет 0,1 и 0,4 %. При высоких требованиях такие автоматные стали применяются только с ограничениями, так как оба элемента Pb и S могут оказать вредные воздействия на поведение рабочей твердости, особенно при коррозионных и окисляющих нагрузках.
Микролегирующие элементы. Для повышения прочности при низком содержании С (бесперлитные мелкозернистые конструкционные стали) вводилось микролегирование вместе с термомеханической обработкой. Термомеханическая обработка состоит в основном в контролируемом температурном режиме горячей прокатки. В качестве микролегирующих элементов берутся в расчет карбидообразователи, которые в очень мелком виде распределяются по структуре. Микролегирующими применяемыми элементами являются преимущественно Nb, V и отчасти также Ti. Повышение твердости с их помощью осуществляется благодаря действию дисперсионного твердения и задержке рекристаллизации. Хорошо свариваемые стали на основе бес-перлитности применяются в строительстве трубопроводов и в несущих структурных деталях в автомобилестроении.
Элементы, образующие поверхностный слой. Находящиеся в твердом растворе металлы со свойством образовывать взаимосвязанные и прочно сцепляемые оксидные слои пригодны для достижения коррозионной стойкости и стойкости к окислению. Образование необходимого для этого защитного слоя происходит благодаря диффузии на поверхность. В частности, это достигается благодаря Cr, Si и Al, а также Mo с развитием пассиваций. К конструкционной стали для повышения стойкости к атмосферной коррозии добавляется от 0,07 до 0,15 % Cu, что особенно приводит к желаемому результату при наличии Р.
Карбидообразующие элементы. В системе Fe-C действие легирующих элементов в значительной степени определяется совместно с подобным влиянием углерода, т.е. склонностью к карбидообразованию. Эта склонность различных легирующих элементов перейти в твердый раствор или образовать карбиды показана в табл. 9.4.1. У карбидообразующих легирующих элементов их содержание в решетке матрицы, между прочим, зависит от присутствия углерода, так как он удаляет такие элементы из основной решетки благодаря окислению при переходе в карбид.
Диаграмма железо-углерод

Так как, например, антикоррозионное действие Cr, который действует, образуя поверхностный слой, сильно ограниченно, если он имеется в сочетании с углеродом и не может больше содействовать образованию оксидных защитных слоев. Таким образом, в термически обработанных зонах, например, в области сварки коррозионноустойчивых сталей, может наступить значительное уменьшение коррозионной устойчивости.
Карбидообразующие элементы относительно их влияния на свойства сталей имеют определенное сходство. В качестве соединения карбиды обладают высокой твердостью, но также и хрупкостью. В зависимости от количества и распределения карбидов последние действуют, повышая прочность, термостойкость и жаропрочность, уменьшая износ. При неблагоприятном расположении, например на границах зерен в вытянутой нитеобразной форме, сталь вследствие наличия карбидов может быть значительно охрупчена.
Карбиды существуют в различных типах, которые отличаются по форме и составу и имеют различные свойства. В соответствии с действием карбидов находятся карбидообразующие элементы, например W, V, Mo, Cr, в жаропрочных, износостойких сталях, включая подшипниковую и инструментальную. Наконец, свойства карбидов используются в агломерированных карбидных твердых металлах. Они состоят часто из карбидов вольфрама, титана, бора и кремния и связаны основной массой с Co или Ni.
Наряду с карбидами имеются также другие твердые фазы благодаря образованию соединений в решетке железа, например нитриды, карбонитриды, а также интерметаллические фазы с другими металлами, как например, Fe3Al, которые имеют действие, во многом сходное с действием карбидов. Благодаря такому образованию соединений могут, однако, появиться сильные охрупчивания материала, как, например, в системе Fe-Cr вследствие σ-фазы (ср. рис. 9.4.17).
Чугун. Все сплавы Fe-C с содержанием С≥2 %, т.е. все сплавы в области эвтектикалей ECF (см. рис. 9.4.1), называются чугуном. Содержание С в сортах чугуна составляет, как правило, от 2 до 4,3 %. Таким образом, материал будет доэвтектический. Общее содержание углерода в чугуне, вообще, распределено в графитовой фазе и цементите. Основная масса, в которую внедрен графит в различной форме в зависимости от содержания углерода, имеет во всех переходных ступенях ферритную или перлитную структуру.
Эта основная структура может, таким образом, также подвергаться изменению твердости в результате фазового превращения подобно стали, если в основной структуре содержится, по крайней мере, примерно 0,4 % С в растворенном виде. Распределение углерода по основной структуре и доля графита являются управляемыми с помощью условий охлаждения и добавочных элементов. На величину графитовых выделений влияет также скорость охлаждения и эта величина имеет определенную зависимость от толщины стенок чугунной детали.
При больших скоростях охлаждения чугун имеет склонность к так называемому "белому затвердеванию", т.е. углерод имеется в значительной степени в качестве цементита в расположении ледебурита (рис. 9.4.20). Чугун, затвердевающий белым, очень твердый и износоустойчивый, но также хрупкий и плохо обрабатывается.
Диаграмма железо-углерод

Зависимость вида затвердевания от скорости охлаждения используется при производстве отбеленного чугуна. Поверхность, например, прокатных валков подлежит при этом белому затвердеванию, в то время как внутри отливки с уменьшающейся скоростью охлаждения происходит переход от половинчатого до серого застывания чугуна. У деталей, например кулачковых валов, у которых только определенные области поверхности подвергаются белому затвердеванию, работа происходит с так называемыми отбеленными плитами (листами). Для создания заданной белой поверхности на готовой отливке в определенных областях можно также проводить кратковременное наплавление на поверхности, например, посредством электрической дуги или плазмы, причем поверхность благодаря быстрому отводу тепла через поперечное сечение детали также затвердевает белой.
В чугуне с серым затвердеванием углерод, выделяющийся в виде графита, встречается в форме пластин, крупинок, хлопьев или шариков (рис. 9.4.21). Доля, форма и распределение углерода, выделившегося в виде графита, определяются наряду с самим содержанием углерода и температурным режимом при охлаждении, также при известных случаях термообработкой, а также элементами примеси. Кремний действует, увеличивая содержание углерода, т.е. он благоприятствует образованию графита (рис. 9.4.22). Чугун становится благодаря добавлению кремния мягче и лучше обрабатывается.
Диаграмма железо-углерод

Введение в плавку ферросилиция или Ca-Si промежуточных сплавов ведет к выделению более мелкого графита и соответственно к благоприятному действию на сопротивляемость разрыву. Фосфор имеет действие, подобное Si, сверх того делает плавку более жидкой, но ведет в твердом состоянии также к большей чувствительности к образованию трещин. Марганец имеет действие, противоположное действию кремния, он повышает прочность и связывает частично нежелательную серу.
Диаграмма железо-углерод

Действие элементов примеси может быть представлено по формуле для степени насыщения. Степень насыщения указывает на сдвиг эвтектической точки по отношению к расплаву Fe-C благодаря элементам примеси. При эвтектическом составе степень насыщения Sс=1. При доэвтектическом составе Sс≤1, при заэвтектическом составе Sс≥1.
Соотношение для степени насыщения выражается так:
Диаграмма железо-углерод

Благодаря пластинчатым графитовым выделениям создаются пики напряжений из-за микроконцентраций напряжений в надрезах, которые ведут к хрупкости отливки серого чугуна. Эта внутренняя концентрация настолько велика, что перекрываются концентрации напряжения от внешних надрезов, отливка из серого чугуна является сравнительно нечувствительной к внешним надрезам.
Значительное улучшение механических свойств, которое может простираться до области сталей, получается благодаря шаровидному формированию графита в так называемом чугуне со сфероидальными выделениями графита. Шаровидное выделение графита вызывается путем добавки Mg, Ce, Ca в форме промежуточных сплавов с Ni и Si.
Предполагается, что это шаровидное формирование возникает из-за воздействия напряжения на границе раздела между γ-твердыми растворами и выделяющимся графитом (рис. 9.4.23).
Диаграмма железо-углерод

Такое же благоприятное, но более похожее на хлонья графитовое выделение достигается с помощью графитизирующего отжига. Выделение графита происходит при этом благодаря распаду ледсбуритных карбидов в белом затвердевшем чугуне. В зависимости от продолжительности отжига, температурного режима и атмосферы в печи получается белый ковкий чугун (GTW) или черный ковкий чугун (GTS). Для производства белого ковкого чугуна осуществляется отжиг выше 1000 °C а окисляющей атмосфере печи со временем выдержки 60—120 ч. При этом с поверхности внутрь поперечного сечения происходит обезуглероживание.
Черный ковкий чугун имеет повышенное содержание кремния, так что распад карбидов в углероде отжига происходит за более короткое время отжига, чем у GTW. Отжиг происходит при этом в нейтральной атмосфере, т.е. без обезуглероживания. На первой ступени отжига при приблизительно 950 °C распадается доля цементита ледебурита на аустенит и хлопьевидный графит. На второй стадии отжига при медленном охлаждении благодаря области превращения от 800 до примерно 650 °C аустенит распадается на феррит и хлопьевидный графит.
Материалы из чугуна обеспечивают соответственно благодаря своим особым свойствам набору требований, которые обеспечиваются и сталью, но не одинаковым, а своим специфическим образом. Можно очень хорошо обеспечить обработку этих материалов со снятием стружки. Антифрикционные свойства, например, подшипников лучше, чем стали. Необходимые рабочие свойства получаются благодаря тому, что средства смазки вымывают графит, и могут образоваться накопления смазочного материала. Сорта чугуна обладают стойкостью против морской воды и имеют хорошую устойчивость против многих кислот и щелочей. В противоположность стальной отливке у серого чугуна прочность снижается до приблизительно 500 °C лишь незначительно (рис. 9.4.24). Наконец, имеет значение такое положительное качество отливок с высоким содержанием углерода, как их высокая циклическая вязкость (рис. 9.4.25).
Диаграмма железо-углерод