Cimmerman (523120), страница 12
Текст из файла (страница 12)
Влияние серы. Диаграмма состояния [14) — рис. 1.87. Температура Ач падает, а Лв повышается; а-сульфид Ге8 при 998 'С образует с Ге эвтектику, точка плавления когорой понижается при наличии окисла РеО до 935'С. Растворимость 3 в у- и и-областях резко различна (в а-Ге растворимость очень мала). При увеличении содержания Я растут склонность к красноломкости (800— 1000'С вЂ” область красноломкости) и горячеломкость ()1200'С, растворение фаз, расположенных на границах зерен), поэтому горячую деформацию ведут между областями красноломкости и горячеломкости (между 1000 и 1200'С); хрупкость при пайке; ломкость стружки (автоматные стали); ухудшается свариваемость (главным образом тонких высокопрочиых листов); усиливается окалинообразование (образование соединений с кислородом, располагающихся по границам зерен); ликвационная неоднородность.
В то же время снижаются магнитные свойства (трансформаторная сталь); чувствительность к перегреву (при 1200— 1350'С еще не все сульфиды переходят в раствор и сдерживают рост зерна); прочность в поперечном направлении. Сера, как и фосфор, оказывает вредное влияние на свойства стали, поэтому содержание серы в стали резко ограничено (см. 2.0). Исключение составляют нелегированные и легированные автоматные стали.
Влияние хрома Диаграмма состояния [13) — рис. 1.88. Температуры Аэ и Лв вначале понижаются (до 7 — 8'Ь Сг), а затем Аз увеличивается При высоких температурах и содержаниях хрома образуется непрерывный ряд о. ц. к. а-твердых растворов. Если углерод отсутствует, то у-область полностью замыкается ( 13 зй Сг).
Такие сплавы во всем интервале темпера- т;о 7700 7500 7,'С 7500 Ю 7400, 1 000' 7500 7700 000 700 000 700 Рас ЬЗЗ 500 400 Рас. Ьэз 7000 000 700 000 500 700 700 -700 Ряс. Ь91 500 Ге 70 70 50 40 50 00 70 Во 00 700 Сг7% (ее иассе) тур — до точки плавления — обладают феррнтной структурой. Кривые лнквндуса н солндуса имеют минимум прн — 1500'С (-15 79 Сг).
Прн (800'С появляется твердая н хрупкая о-фаза эквнатомного состава (ГеСг). Способствуют образованию этой фазы (к тому же прн более высоких Т) добавки Мп, Мо, Я. Наблюдается сдвиг точек Я н Е (см. ДЖУ) прн добавке хрома в сторону меньших содержаннй углерода. Карбндообразованне: Ге,С растворяет 18— 20 з)з Сг; СггСз растворяет 30 — 50 см Ге; СгмСз растворяет 35 зл Га Замедленное растворение карбидов в матрице прн нагреве затрудняет гомогецнзацню прн аустеннткзацян. Прн увеличении содержания Сг растут: временное сопротнвлевяе (на каждый процент хрома около - 100 МПа); прокалнваемость (поннженне критической скоростн охлаждення); жаропрочность; стойкость против разупрочнення прн отпуске; коррознонная стойкость (образованна защитного слоя); закалнваемость; усталостная прочность.
Уменьшаются: удлинение; критическая скорость охлаждення (улучшенне прокалнваемостн); деформнруемосттк сварнваемосттк обрабатываемость резаннем. Структурная диаграмма [14) — рнс.1.89. Сг,% 50 0 ГЕ 05 70 75 0% Рас. ЬЗ9 Основные классы хромнстых сталей: 1) с у — а-превращеннем (мартенснтного класса с углеродом); 2) без у — а-превращення (феррнтного класса); 3) с частичным у — а-превращеннем (по- гуферрнтного класса: феррнт+мартенснт). Влияаие никеля. Диаграмма состояния [14) — рнс. 1.90; 1.91. Зта диаграмма очень 500 РЕ 70 70 50 40 50 00 70 00 00 700 81, % (ааиассе) -гоо РЕ 70 70 -50 40 81,% Вшиассе) приближенна соответствует действительностн (процессы диффузии протекают очеш медленно), поэтому пользуются обычно реальной диаграммой Ге — М, Никель расшнряет у-область.
В области высоких температур существует непрерывный ряд твердых растворов замещения. Прн 550'С (75 % г(1) образуется сверхструктурная фаза ИмГе; прн комнатной температуре железоннкелевый аустеннт — ферромагннтен. В процессе охлаждения сплавов с 6— 7з/л 58 у-твердый раствор переходит в кубнческнй мартенснт по безднффузнонному механизму. Сплавы с 6 — 30 с)з Гб имеют' прямое н обратное аустеннто-мартенснтное превращение. Углерод усиливает стабнлнзнрующее влияние никеля на аустеннт (см. диаграмму состояния).
Т;С 7000 7400 7300 7гаа Ваа 7ааа %% Раа 700 000 70 гаа Рпс. Ь94 61,% При увеличеиии содержания никеля растут: времепиое сопротивление; ударная вязкость; прокаливаемость (сиижается ' критическая скорость охлаждения); коррозиокиая стойкость; длительная прочность; склоипость к образоваияю графита; сульфидообразоваиие (опасиость красиоломкости, эвтектика при 645 'С); образование флокеиов; механические свойства в поперечном направлении. В то же время уменьшается: критическая скорость охлаждения (увеличивается прокаливаемость); снижаются температура перлитиого превращегшя (возможиа закалка с более низких температур; меньше закалочиые иапряжеиия); электропровод- ность; теялопроводпость (высоколегироваииые стали медлеиио прогреваются); обрабатываемость резанием; стабильность карбидов (иикель ие образует карбиды!); склонность к тепловым трешдиам (иизкая теплопроводиость).
Структурная диаграмма — рис. 1.92. Влияние хрома и никеля. На рис. 1.93 а ге 04 фа гг 70 604 Рпо. Ьэз 7 — агстапптпыа стали: П— переходный кпасс; Ш— мартепсптпыа стада; 7Р— парлптныа стали приведена структурная диаграмма Сг — йб сталей (-0,2 7р С™), закалка с 1050'С в воде.
При более медленном охлаждении ликии границ фаз сдвигаются к более высоким содержаниям никеля. При высоких содержаниях хрома существуег б-феррити структура после закалки — мартеисит+ +б-феррит или аустепит+мартеисит+ +б-фейрит или аустеиит и б-феррит. При постояииом содержании хрома количество феррита в структуре умеиьшается при повышеиии содержания никеля.
0 Ее 4 0 7г 70 гР г4 га 07, у. ( се исссе7 Рпо. ГЛЗ А — пустоват; М вЂ” мартапспт; Ф вЂ” Фаррпт7 П вЂ” пархат При увеличении суммарного содержания хрома и пикеля увеличиваются: времепиое сопротивление (больше, чем при влиянии каждого компонента в отдельности); измельчеиие перва (главиым образом влияиие Сг); вязкость (главиым образом влияиие (т(1); чувствительность к флокеиам; отпускиая хрупкость; свариваемостгй окалииостойкость; жаропрочиость; стойкость против межкристаллитиой коррозии. Влияние кобплати Диаграмма состоявия (136) — рис. 1.94. Положение у-области и 0 Ге 70 га 70 40 50 00 Ж аа Ра 700 69,4(венессе) критическая скорость охлаждения почти ие меияются (ие увеличивается и прокаливаемость).
Кобальт сдерживает рост зерна при нагреве иа высокие температуры. Кобальтовые стали мало чувствительны к перст еву. Р ри увеличении содержания кобальта растут: временное сопротивление; жароярочпость (перлитное и аустеиитиое состояния); режущая способность ииструмеитальяых сталей; теплопроводвостгй коэрцитивиая сила; коррозиоииая стойкость; склонность к образованию графита. Уменьшается удлинение. Влияние меди.
Диаграмма состояиия [136) — рис. 1.95. Медь расширяет б-область. Ограиичеииая растворимость в железе, ее увеличиваег углерод (отсюда дисперсиоииое твердецие). Медь ие образует карбидов. Возможно получение расплавов Ге — С вЂ” Сп, содержащих до 15 пб Сп и 1.7 пм С. Усиливает склонность к образоваиию графита. Растворимость меди в у-твердом растворе при 850'С -1,4 п7п; при 20'С -0.2 пгп; в а-твердом растворе — очень мала.
70 7дгд 1000 сг 1400 У(00 1000 010 000 1б Ряс. Ь95 7 1000 00 Ряс. Ь91 7;С 1000 1100 000 Ряс. 1.96 бдд 77 (гс 7дд РЕ 10 70 30 40 бд бд 70 00 Пд 100 Сн,Ъ (по ипссе1 При увеличении содержания меди растут: временное сопротивление; предел текучести; прокаливаемосгь (0.1 — 0,2 з(4 Сн удваивает прокаливаемость нелегнрованпых инструментальных сталей); растрескиванне при пайке; склонность к окалинообразованию (обогагцение медью под слоем окалины, проникновение меди от поверхности внутрь металла вдоль границ зерен— возникновение поверхностных трещин); образование термических трещин; жндкотекучесть (1 — 2 9(з Сн в сером чугуне); спекаемость (порошковая металлургия); стойкость против ржавления (при -0,3 % Сн в строительных н -2 Уз Сн в легиронанных сталях), при этом критическая скорость охлаждения уменьшается. Влияние бора.
Диаграмма состояния [136) — рис. 196. Эвтектика Ге — В при бдд 0 7 4 б б 10 17 14 10 10 70 6,% (по пассе) 1170'С. Повышается опасность возникновения красноломкости. Температура деформации должна быть (1170'С. С а-Ге бор образует твердый раствор замещения. Заменяет другие легирующие элементы. С у-Ге образует твердые растворы внедрения. При увеличении содержания бора рас- тут: прочность; вязкость; прокаливаемосгги чувствительность к перегреву; жаропрочность; кРасволомкость ()0,07 9(г В); захват нейтронов (реакторостроенне); прн этом коррозионная стойкость уменьшается. Влияние вольфрама, Диаграмма состояния [136) — рнс. 1.97.
Вольфрам сужает бдд 0 70 40 бд бд 100 В(, 4 (по пассе) у-область и замыкает ее при -3 9(«%. Точка Аз смещается в сторону высоких температур. Две интерметаллические фазы (я-фаза, или Ге»ЪЧ», и е-фаза, или Гез«У). Вольфрам образует карбиды (%С, ЪЧ»С, Гег%»С, Ге»Ъ'«С), уменьшаег растворимость углерода в у-твердом растворе, сдвигает точки 5 и Е к меньшим содержаниям углерода. При увеличении содержания вольфрама растут: ударная вязкость; твердость; жаропрочностгч износостойкость; усгалостная прочность; устойчивость против перегрева (замедленное растворение карбидов при нагреве); устойчивость против смягчения прн отпуске. В то же время уменьшаются: прокаливаемость (при определенных условиях нагрева образуется стабильный карбид Р(С, который плохо переходит в раствор; сталь обедняется углеродом и вольфрамом— «вольфрамовая порча»); отпускная хрупкость (в термически улучшаемых сталях); теплопроводность; свариваемость.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
