7339

Теоретические основы легирования

Конспект

Производство и промышленные технологии

Теоретические основы легирования Конспект лекций составлен в соответствии с программой и учебным планом по дисциплине Теоретические основы легирования и содержит материалы по основным разделам дисциплины. СОДЕРЖАНИЕ Стр. Легирующие элементы и кл...

Русский

2013-01-21

1.15 MB

115 чел.

Теоретические основы легирования

Конспект лекций составлен в соответствии с программой и учебным планом по дисциплине Теоретические основы легирования и содержит материалы по освным разделам дисциплины.

СОДЕРЖАНИЕ

Стр.

  1.  Легирующие элементы и классификация сталей                                         4
    1.  Основные определения и понятия                                                           4
    2.  Классификация легирующих элементов                                                 4
    3.  Влияние легирующих элементов на критические точки стали            6
    4.  Классификация сталей                                                                              7
    5.  Маркировка сталей                                                                                    8
    6.  Примеси в стали                                                                                        9

  1.  Фазы в легированных сталях                                                                         13

2.1  Твердые растворы на основе железа                                                       13

  1.  Влияние легирующих элементов на свойства феррита                         17
    1.  Влияние легирующих элементов на свойства аустенита                      18
    2.  Термодинамическая активность углерода в железе                               22
    3.  Карбиды и нитриды                                                                                  23
    4.  Интерметаллиды                                                                                        27
    5.  Неметаллические включения                                                                   29

  1.  Фазовые превращения в легированных сталях                                            32

3.1 Образование аустенита при нагреве                                                        32

3.2 Превращение переохлажденного аустенита                                           35

3.2.1 Влияние легирующих элементов на устойчивость

        переохлажденного аустенита                                                                35

3.2.2 Влияние легирующих элементов на перлитное

        превращение                                                                                           36

3.2.3 Влияние легирующих элементов на бейнитное

        превращение                                                                                           38

3.2.4 Влияние легирующих элементов на мартенситное

        превращение                                                                                           39

3.3 Влияние легирующих элементов на превращения

при отпуске закаленной стали                                                                 43

3.3.1 Распад мартенсита                                                                                 43

3.3.2 Образование специальных карбидов и их коагуляция                      44

3.3.3 Распад остаточного аустенита                                                             45

3.3.4 Возврат и рекристаллизация ферритной матрицы                            46

3.3.5 Дисперсное упрочнение                                                                       46

3.3.6 Отпускная хрупкость стали                                                                  48

Список литературы                                                                                              50


1. ЛЕГИРУЮЩИЕ ЭЛЕМЕНТЫ И КЛАССИФИКАЦИЯ СТАЛЕЙ

Основные определения и понятия

Углеродистые стали часто не удовлетворяют повышенным требованиям, которые предъявляются развивающимися отраслями промышленности к материалам. Они имеют недостаточную прочность, вязкость, сопротивление хрупкому разрушению, низкую теплостойкость, прокаливаемость, коррозионную стойкость. Кроме того, углеродистые стали не обладают рядом физико-химических свойств: немагнитностью, жаростойкостью, особыми магнитными, электрическими и тепловыми свойствами и т.д.

Эти недостатки углеродистых сталей можно исправить легированием – введением в сталь легирующих элементов.

Легирующими элементами называют химические элементы, специально введенные в сталь для получения требуемых строения, структуры, физико-химических и механических свойств.

Основными легирующими элементами в сталях являются Мn, Si, Сг, Ni, Мо W, Со, Сu, Тi, V, Zr, Nb, Аl, В. В некоторых сталях легирующими элементами могут быть также Р, S, N, Se, Те, Рb, Се, Lа и др.

Легированные стали - это сплавы на основе железа, в химический состав которых специально введены легирующие элементы, обеспечивающие при определенных способах производства и обработки требуемую структуру и свойства.

Некоторые легирующие элементы (V, Nb, Тi, Zr, В) могут оказывать существенное влияние на структуру и свойства стали при содержании их в сотых долях процента (В - в тысячных долях процента). Такие стали иногда называют микролегированными.

1.2. Классификация легирующих элементов

Согласно общепринятой классификации железо и сплавы на его основе относятся к черным металлам, а все остальные металлы и сплавы на их основе - к цветным. Легирующие элементы – металлы можно условно разделить на следующие группы:

металлы железной группы - к ним относятся металлы кобальт, никель, а также близкий к ним по свойствам марганец;

тугоплавкие металлы - к ним относятся металлы, имеющие температуру плавления выше, чем у железа, т.е. выше 1539°С. Из тугоплавких металлов, наиболее часто используемых в качестве легирующих элементов в стали, можно отметить вольфрам, молибден, ниобий, а также ванадий и хром;

легкие металлы - из этой группы легирующих элементов наиболее часто применяют титан и алюминий;

редкоземельные металлы (РЗМ) - к этой группе относятся лантан, церий, неодим, а также близкие к ним по свойствам иттрий и скандий. Редкоземельные металлы часто используют в виде так называемого мишметалла, содержащего 40-45% церия и 45-50% всех других редкоземельных металлов.

В сплавах железо - углерод классификацию легирующих элементов можно проводить по степени сродства легирующих элементов к углероду по сравнению со сродством к нему железа. По этому признаку различают карбидообразующие и некарбидообразующие легирующие элементы. Карбидообразующие легирующие элементы (Тi, Zr, V, Nb, Та, Сr, Мо, W, Мn), а также железо могут образовывать в стали карбиды. Некарбидообразующие элементы (Сu, Ni, Со, Si, Аl) карбидов в стали не образуют. Склонность к карбидообразованию у легирующих элементов тем сильнее, чем менее достроена d-оболочка у металлического атома.

Рис. 1 - Влияние легирующих элементов на вид g-области диаграммы железо - легирующий элемент.

              а - открытая; б - расширенная; в - закрытая; в – суженная.

Легирующие элементы изменяют температуру полиморфных превращений в железе, т.е. точки А3 и А4, тем самым влияя на вид диаграмм железо - элемент.

По влиянию легирующих элементов на диаграмму состояния их можно разделить на две группы, каждая из которых в свою очередь делится на две подгруппы. На рис. 1 приведена схема, иллюстрирующая классификацию легирующих элементов по их влиянию на полиморфизм железа.

К первой группе относятся легирующие элементы, расширяющие g-область (рис.1 а, б). Расширение g-области будет происходить в том случае, если легирующий элемент повышает точку А4 и понижает точку А3. При этом возможно существование g-фазы во всем интервале концентраций (открытая g-область) и ограничение области существования g-фазы вследствие появления новых фаз и образования гетерогенных областей (расширенная g-область).

Таким образом, легирующие элементы первой группы можно еще разделить на элементы, образующие с железом сплавы со структурой неограниченного гомогенного твердого раствора (рис. 1, а), к ним относятся никель, марганец, кобальт, палладий, платина, и на элементы, образующие сплавы, в которых гомогенная область ограничивается гетерогенной вследствие образования новых фаз (рис. 1, б). К таким элементам относятся: углерод, азот, медь, цинк.

Ко второй группе относятся элементы, сужающие g-область (рис. 1 в, г). Сужение g-области будет происходить в том случае, если легирующий элемент понижает точку А4 и повышает точку А3. При определенной концентрации легирующего элемента может происходить полное замыкание g-области. В этой группе различают также двойные системы с замкнутой g-областью и гомогенной a-областью (закрытая g-область, рис. 1, б) и системы, в которых g-область ограничена областью гетерогенных структур (суженная - g-область, рис. 1, г).

Таким образом, легирующие элементы второй группы разделяют на элементы, образующие с железом сплавы с полностью замкнутой g-областью и образованием гомогенной a-области (Be, Al, Si, V, Cr, Mo, W, Ti, As, Sn, Sb), и элементы, образующие с железом сплав с суженной g-областью, ограниченной гетерогенной областью (Re).

1.3. Влияние легирующих элементов на критические точки стали

Легирующие элементы значительно влияют на критические точки в сталях. В частности, они могут интенсивно смещать точку Ас1 в стали. Подобное влияние легирующих элементов связано с двумя факторами.

Как известно, критическая температура Ас1 в углеродистой стали отвечает превращению эвтектоидной смеси перлита a+Fе3С в аустенит путем фазового перехода a®g, диссоциации карбида и растворения углерода в g-железе. С одной стороны, легирующие элементы изменяют температуру a®g -превращения для феррита, входящего в состав эвтектоида (перлита), и, с другой стороны, влияют на температуру диссоциации эвтектоидных карбидов и последующего растворения углерода и легирующих элементов в g-железе.

                            

         

Рис. 2. Влияние легирования на положение точки Ас1 в стали

Рис. 3. Влияние легирования на содержание углерода в эвтектоиде (Сэ)

Как правило, карбидообразующие элементы повышают температуру диссоциации карбидов, и если при этом они также повышают температуру a®g-превращения, то влияние их на точку Ас1 особенно сильно (рис. 2).

Некарбидообразующие элементы, растворяясь в цементите, несколько понижают температуру диссоциации карбида. При этом никель и марганец понижают температуру a®g-перехода и, следовательно, снижают точку Ас1. Своеобразно влияние хрома на точку Ас1. Хром до 12—13% сравнительно слабо повышает точку Ас1, а при содержании его более 14 % наблюдается резкое повышение температуры Ас1. Подобное влияние объясняется тем, что при содержании до 12-13 % хром понижает температуру a®g-перехода, и наблюдаемое при этом содержании хрома повышение точки Ас1 обусловлено более сильным влиянием повышенных температур диссоциации эвтектоидных карбидов.

Закономерности влияния элементов на критические точки в основном сохраняются и в сталях, содержащих одновременно несколько легирующих элементов.

Легирующие элементы значительно влияют и на положение эвтектоидной точки S и предельную концентрацию углерода в аустените (точку Е). Некарбидообразующие элементы (Ni, Co, Si), растворяясь в феррите и замещая часть атомов железа в его решетке, тем самым уменьшают содержание железа в эвтектоиде и смещают точку S в сторону меньших содержаний углерода (рис. 3). Аналогично влияют и карбидообразующие элементы, которые в большом количестве растворяются в феррите, карбиды которых участвуют в образовании эвтектоида (например, Мn и Сr). Такие элементы, как Мо и W, сначала уменьшают, а затем увеличивают содержание углерода в эвтектоиде. Имеются сведения, что сильные карбидообразующие элементы Тi, Nb и V, незначительно растворяющиеся в феррите и образующие стойкие карбиды, которые не участвуют в образовании эвтектоида, уменьшают количество эвтектоида в стали и увеличивают содержание углерода в эвтектоиде, т.е. смещают точку S в сторону больших концентраций углерода. В то же время, если Тi, Nb и V растворены в аустените, то они снижают содержание углерода в эвтектоиде (рис. 3).

Большинство легирующих элементов понижает предел растворимости углерода в g-железе и, следовательно, смещает точку Е на диаграмме Fе-Fе3С в сторону меньших концентраций углерода.

1.4. Классификация сталей

В настоящее время нет единой классификации специальных сталей. Существует много признаков, по которым классифицируют стали, но зачастую и они не могут быть однозначными для большого числа марок сталей.

Рассмотрим классификацию сталей по наиболее общим признакам.

По химическому составу стали и сплавы черных металлов условно подразделяют на углеродистые (нелегированные) стали, низколегированные стали, легированные стали, высоколегированные стали, сплавы на основе железа.

Углеродистые стали не содержат специально введенных легирующих элементов. Их количество в этих сталях должно быть в пределах, регламентированных для примесей соответствующими ГОСТами.

В низколегированных сталях суммарное содержание легирующих элементов должно быть не более 2,5 % (кроме углерода), в легированных - от 2,5 до 10 %, в высоколегированных - более 10 % при содержании в них железа не менее 45 % .

В зависимости от наличия тех или иных легирующих элементов стали называют марганцовистыми, кремнистыми, хромистыми, никелевыми, а также хромоникелевыми, хромомарганцовистыми, хромокремнистыми, хромованадиевыми, никельмолибденовыми, хромоникельмолибденовыми, хромомолибденованадиевыми, хромокремнемарганцово-никелевыми.

Но назначению специальные стали подразделяют на конструкционные, инструментальные, стали с особыми физическими свойствами.

Конструкционной сталью называется сталь, применяемая для изготовления различных деталей машин, механизмов и конструкций в машиностроении и строительстве и обладающая определенными механическими, физическими и химическими свойствами.

Конструкционные стали подразделяют на строительные, машиностроительные и стали и сплавы с особыми свойствами - теплоустойчивые, жаропрочные, жаростойкие, коррозионностойкие.

Инструментальной сталью называется сталь, применяемая для обработки материалов резанием или давлением и обладающая высокой твердостью, прочностью, износостойкостью и рядом других свойств.

Инструментальные стали подразделяют на стали для режущего инструмента, штамповые стали и стали для измерительного инструмента.

Внутри указанной классификации существуют более узкие подразделения сталей как по назначению, так и по свойствам.

Классификация сталей по структуре в значительной степени условна.

По структуре сталей в равновесном состоянии их делят на доэвтектоидные, эвтектоидные, заэвтектоидные.

Легирующие элементы изменяют содержание углерода в эвтектоиде по отношению к его положению в углеродистой стали. Поэтому в зависимости от сочетания легирующих элементов положение эвтектоидной точки может быть при разном содержании углерода.

Другим условным структурным признаком, по которому классифицируют стали, является основная структура, полученная при охлаждении на воздухе образцов небольших сечений после высокотемпературного нагрева (~900°С). При этом в зависимости от структуры стали подразделяют на перлитные, бейнитные, мартенситные, ледебуритные, ферритные и аустенитные.

Перлитные и бейнитные стали чаще всего бывают углеродистыми и низколегированными, мартенситные - легированными и высоколегированными, а ферритные и аустенитные, как правило, высоколегированные. Однако такая связь между структурой и легированностью стали далеко неоднозначна. Наряду с перечисленными могут быть смешанные структурные классы: феррито-перлитный, феррито-мартенситный, аустенитно-ферритный, аустенитно-мартенситный. Такая классификация применяется при наличии не менее 10 % феррита (как второй структуры).

По качеству стали подразделяют на стали обыкновенного качества, качественные, высококачественные, особовысококачественные.

Главными качественными признаками стали являются более жесткие требования по химическому составу и, прежде всего по содержанию вредных примесей, таких как фосфор и сера. Ниже приведено предельное содержание фосфора и серы, % (не более), в сталях разной категории качества:


Стали

P

S

Обыкновенного качества

0,040

0,050

Качественная

0,035

0,035

Высококачественная

0,025

0,025

Особовысококачественная

0,025

0,015

Категория обыкновенного качества может относиться только к углеродистым сталям. Все остальные категории качества могут относиться к любым по степени легирования сталям.

1.5. Маркировка сталей

Ранее была принята буквенно-цифровая система обозначения марок сталей и сплавов.

Углеродистые конструкционные качественные стали обозначают двухзначным числом, указывающим среднее содержание углерода в сотых долях процента (например, 05; 08; 10; 15; 20; 25...80; 85).

Для сталей, полностью не раскисленных (при С<0,20 %), в обозначение добавляются индексы: кп - кипящая сталь (£0,07% Si) – 15кп, пс - полуспокойная сталь, например, 20пс (0,05- 0,17% Si). Для спокойных сталей индекс не указывается (0,12-0,30% Si). Углеродистые инструментальные стали обозначают буквой «У» и следующей за ней цифрой, указывающей среднее содержание углерода и десятых долях процента (например, У7; У8; У9; У10; У11; У12; У13).

В легированных сталях основные легирующие элементы обозначаются буквами: А (в середине марки) - N, К - Co, Т - Ti, Б - Nb, В - W, Г - Mn, Д - Cu, Е - Se, М - Mo, Н - Ni, П - P, Р - B, С - Si, Ф - V, Х - Cr, Ц - Zr, Ю - Al, Ч- РЗМ (La, Pr, Ce и др.).

Цифры после буквы в обозначении марки стали показывают примерное количество того или иного элемента, округленное до целого числа. При среднем содержании легирующего элемента до 1,5 % цифру за буквенным индексом не приводят. Содержание углерода указывается в начале марки в сотых (конструкционные стали) или десятых (инструментальные стали) долях процента.

Так, конструкционная сталь, содержащая 0,42- 0,50% С; 0,5-0,8% Мn; 0,8-1,0% Сr; 1,3-1,8,% Ni; 0,2-0,3%Мо и 0,10-0,18%V, обозначается маркой 45ХН2МФ. Инструментальная сталь (штамповая) состава: 0,32-0,40% С; 0,80-1,20 % Si; 0,15-0,40 % Мn; 4,5- 5,5 % Сr; 1,20-1,50 % Мо и 0,3-0,5 % V обозначается 4Х5МФС.

Если содержание углерода в инструментальных легированных сталях 1 % и более, то цифру в начале марки иногда вообще не ставят (например, X, ХВГ).

Буква «А» в конце марки указывает, что сталь относится к категории высококачественной (ЗОХГСА), если та же буква в середине марки - то сталь легирована азотом (16Г2АФ), а в начале марки буква «А» указывает на то, что сталь автоматная повышенной обрабатываемости (А35Г2). Индекс «АС» в начале марки указывает, что сталь автоматная со свинцом (АС35Г2).

Особовысококачественная сталь обозначается добавлением через дефис в конце марки буквы «Ш» (ЗОХГС-Ш или ЗОХГСА-Ш).

Сталь, не содержащая в конце марки букв «А» или «Ш», относится к категории качественных (ЗОХГС).

В марках быстрорежущих сталей вначале приводят букву «Р», за ней следует цифра, указывающая содержание вольфрама. Во всех быстрорежущих сталях содержится около 4% Сг, поэтому в обозначении марки буквы «X» нет. Ванадий, содержание которого в различных марках колеблется в пределах от 1 до 5 %, указывается в марке, если его среднее содержание 2,0 % и более. Так как содержание углерода в быстрорежущих сталях пропорционально количеству ванадия, то содержание углерода в маркировке стали не указывается. Если в быстрорежущих сталях содержится молибден или кобальт, количество указывается в марке. Например, сталь состава: 0,7-0,8 % С; 3,8-4,4 % Сr; 17,0-18,5 % W; 1,0-1,4 % V обозначается маркой Р18, а сталь: 0,95-1,05% С; 3,8-4,4% Сr; 5,5-6% W; 4,6- 5,2 % Мо; 1,8-2,4 % V и 7,5-8,5 % Со обозначается Р6М5Ф2К8.

Высоколегированные стали сложного состава иногда обозначают упрощенно по порядковому номеру разработки и освоения стали на металлургическом заводе. Перед номером стали ставят индексы «ЭИ» (исследовательская), «ЭП» (пробная) - завод «Электросталь».

Например, упомянутая быстрорежущая сталь Р6М5Ф2К8 упрощенно обозначается ЭП658, а жаропрочная 37Х12Н8Г8МФБ - ЭИ481.

Маркировка марок жаропрочных и жаростойких сплавов на железоникелевой и никелевой основах состоит только из буквенных обозначений элементов, за исключением никеля, после которого указывается цифра, обозначающая его среднее содержание в процентах (ХН77ТЮР, ХН62ВМКЮ и др.).

1.6. Примеси в стали

Примесями называют химические элементы, перешедшие в состав стали в процеесе ее производства как технологические добавки или как составляющие шихтовых материалов.

Примеси в стали подразделяют на постоянные (обыкновенные), случайные и скрытые (вредные).

Постоянными примесями в стали являются марганец и кремний, которые как примеси имеются практически во всех промышленных сталях. Содержание марганца в конструкционных сталях обычно находится в пределах 0,3-0,8 % (если марганец не является легирующим элементом), в инструментальных сталях его содержание несколько меньше (0,15-0,40 %). Введение марганца как технологической добавки в таких количествах необходимо для перевода серы из сульфида железа в сульфид марганца. Кремний в хорошо раскисленных (спокойных) сталях обычно содержится в пределах 0,17-0,37 %. В неполной мере раскисленных низкоуглеродистых (£0,2% С) сталях его содержится меньше: в полуспокойных 0,05-0,017 %, в кипящих <0,07 %. В нержавеющих и жаропрочных, нелегированных кремнием сталях его может содержаться до 0,8 %.

Случайными примесями в стали могут быть практически любые элементы, случайно попавшие в сталь из скрапа, природно-легированной руды или раскислителей. Чаще всего это Сr, Ni, Сu, Мо, W, А1, Т1 и др. в количествах, ограниченных для примесей.

Скрытыми примесями в стали являются сера, фосфор, мышьяк и газы: водород, азот и кислород. Однако в последнее время азот, серу, фосфор иногда используют в качестве легирующих добавок для обеспечения ряда особых свойств сталей.

По марочному химическому составу стали можно определить, какие элементы являются легирующими добавками, а какие - примесями. Если в марочном химическом составе стали устанавливают нижний (не менее) и верхний (не более) пределы содержания в стали данного элемента, то он будет легирующим. Как правило, для примесей устанавливается только верхний предел содержания. Исключение составляют лишь марганец и кремний, количество которых регламентируется нижним и верхним пределом, как для примесей, так и для легирующих добавок.

Содержание примесей в стали обычно ограничивается следующими пределами: Mn £ 0,8%, Si £ 0,4%, Сr £ 0,3%, Ni £ 0,3%, Сu £ 0,3%, Мо £ 0,1%, W £ 0,2%, P £ 0,025%, S £ 0,015-0,05%.

Вредные примеси сера, фосфор и газы присутствуют практически во всех сталях и в зависимости от типа стали они могут оказывать на свойства различное влияние.

В настоящее время в металлургии широко используют различные технологические процессы и способы производства стали, в результате которых достигается существенное уменьшение загрязненности металла неметаллическими включениями, и становится возможным регулирование их состава, размера и характера распределения. К таким процессам и способам относятся: рафинирующие переплавы (электрошлаковый, вакуумно-дуговой), вакуумная индукционная плавка, внепечная обработка стали синтетическими шлаками, вакуумирование в ковше и др.

Сера

При комнатной температуре растворимость серы в α-железе практически отсутствует. Поэтому вся сера в стали связана в сульфиды железа и марганца и частично в сульфиды легирующих элементов. С повышением температуры сера растворяется в α- и γ-железе, хотя и незначительно, но до вполне определенных концентраций (0,02 % в α-железе при 913 °С и 0,05 % S в γ-железе при 1365 °С). Поэтому сернистые включения могут видоизменяться при термической обработке стали.

Если сера связана в сульфид железа FeS при относительно низких температурах горячей деформации стали вследствие расплавления эвтектики сульфида железа (988 °С), наблюдается красноломкость стали. При более высоких температурах горячей пластической деформации возможна горячеломкость стали, обусловленная расплавлением находящегося по границам первичных зерен аустенита, собственно сульфида железа (1188°С). Введение в сталь марганца в отношении Mn: S>8-10 приводит практически к полному связыванию серы в тугоплавкий сульфид марганца MnS (Тпл=1620 °С) и исключает образование легкоплавкой сульфидной эвтектики. Это позволяет избежать красноломкости и горячеломкости сталей при их горячей обработке давлением.

Увеличение содержания серы в стали мало влияет на прочностные свойства, но существенно изменяет вязкость стали и ее анизотропию в направлениях поперек и вдоль прокатки. Особенно сильно анизотропия выражена при высоких содержаниях серы.

В жаропрочных аустенитных сталях повышение содержания серы заметно уменьшает пределы ползучести и длительной прочности, т.е. сера снижает жаропрочные свойства.

Фосфор

Растворимость фосфора в α- и γ-железе значительно выше, чем содержание фосфора в стали как примеси. Поэтому фосфор в стали целиком находится в твердом растворе, и его влияние на свойства сказывается через изменения свойств феррита и аустенита. Вредное действие фосфора на свойства может усугубляться из-за сильной склонности его к ликвации (степень ликвации достигает 2-3).

Действие фосфора на свойства феррита проявляется в его упрочняющем влиянии и особенно в усилении хладноломкости стали, т.е. повышении температуры перехода из вязкого в хрупкое состояние.

Фосфор относится к сильным упрочнителям. Несмотря на то, что содержание его в стали обычно не превышает 0,030-0,040 %, он увеличивает предел текучести феррита на 20...30 МПа. В то же время увеличение содержания фосфора в пределах сотых долей процента может вызывать повышение порога хладноломкости на несколько десятков градусов (~20-25°С на 0,01 % Р) благодаря сильному уменьшению работы распространения трещины (Рис.4).

Рис.4 Влияние фосфора на σв и σт и ударную вязкость KCU низкоуглеродистой феррито-перлитной стали (0,2 % С, 1 % Мn).

В конструкционных улучшаемых сталях содержание фосфора оказывает основное влияние на явление обратимой отпускной хрупкости. В этом случае влияние его на порог хладноломкости особенно сильно (0,010 % Р повышает температуру перехода на ~ 40 °С).

Аналогично фосфор влияет на порог хладноломкости аустенитных марганцовистых сталей, при этом его вредное влияние проявляется менее резко (рис.5). Влияние фосфора в допустимых пределах на механические и жаропрочные свойства хромоникелевых аустенитных нержавеющих и жаропрочных сталей заметно не проявляется.

В сталях, выплавленных на базе керченских руд, содержится мышьяк. Его влияние на свойства стали аналогично фосфору, но вредное действие мышьяка значительно слабее, чем фосфора. Поэтому в качественной стали такого производства допускается до 0,08 % As.

Газы в стали

В сталях в определенных количествах обычно присутствуют водород, кислород, азот. Содержание их в сталях зависит прежде всего от способа выплавки. Водород может входить в состав твердого раствора стали и выделяться в газообразном состоянии, скапливаясь в порах металла, при этом в стали образуются флокены. Кислород обычно связан в неметаллические включения. Азот отрицательно влияет на свойства стали, если он находится в твердом растворе или образует нитриды железа, вызывая старение стали. Положительное влияние азота на свойства стали проявляется при связывании его в прочные нитриды A1N, VN, NbN или карбонириды V(C, N), Nb(C, N) и др., что используется в сталях с карбонитридным упрочнением. Кроме того, азот широко применяется в качестве аустенитообразующего элемента в коррозионностойких и жаропрочных сталях.

В заключение необходимо отметить, что борьбу с вредными примесями в стали в основном проводят при выплавке стали. Уменьшение содержания вредных примесей в стали требует немалых затрат для осуществления определенных технологических приемов и применения специальных методов выплавки.

Рис. 5 Влияние фосфора на порог хладноломкости Г50 аустенитной марганцовистой стали 110Г13: 1 - литая; 2 – кованая.


2 ФАЗЫ В ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЯХ

Как правило, в специальных сталях и сплавах легирующие элементы, входящие в их состав, не являются самостоятельными компонентами, а образуют фазы. Такими фазами могут быть твердые растворы и промежуточные фазы (карбиды, нитриды, интерметаллиды и т.п.) Структура и свойства сталей определяются составом и строением фаз, их распределением в структуре и взаимодействием между собой. Рассмотрим особенности фаз в легированных сталях.

2.1 Твердые растворы на основе железа

В сталях и сплавах возможны три случая растворимости.

Компоненты практически не растворяются. При этом образуется гетерогенная смесь элементов (например, свинецсодержащие стали повышенной обрабатываемости). Полной нерастворимости компонентов фактически нет. Так, в свинецсодержащих сталях максимальная растворимость свинца в у-железе при 1450 °С составляет 0,02 %, а в α-железе при 850 °С 0,001 %. Практически не растворяются в α-железе сера, цирконий, гафний, тантал, висмут. Системы, в которых максимальная растворимость элемента в железе менее 0,2 %, будем классифицировать как твердые растворы с незначительной растворимостью.

Компоненты имеют неограниченную полную растворимость. В этом случае атомы разных элементов образуют общую кристаллическую решетку - непрерывный твердый раствор. Железо с легирующими элементами образует непрерывные твердые растворы в системах Fe-Cr; Fe-V (α-твердые растворы) и Fe-Mn; Fe-Ni; Fe-Co (γ-твердые растворы). Однако и в некоторых из этих сплавов при определенных концентрациях легирующего элемента и температурах образуются промежуточные фазы - интерметаллиды.

Компоненты ограниченно растворимы, т.е. на диаграмме состояния со стороны «чистого» элемента образуется ограниченный твердый раствор, имеющий кристаллическую решетку растворителя. Величина растворимости будет различной в каждой системе, т.е. ограниченные твердые растворы будут иметь неодинаковую область гомогенности (концентрационные границы существования твердого раствора).

В большинстве систем на основе железа образуются именно ограниченные твердые растворы. В зависимости от величины области гомогенности будем классифицировать такие растворы, как ограниченные с широкой областью гомогенности (в железе растворяется более 2 % элемента) и с узкой областью гомогенности (от 0,2 до 2 %).

Таким образом, по растворимости легирующих элементов в железе твердые растворы подразделяются на непрерывные, ограниченные с широкой областью гомогенности, ограниченные с узкой областью гомогенности, с незначительной растворимостью.

Растворение легирующих элементов в железе может происходить по типу замещения и внедрения.

Закономерности образования твердых растворов замещения

Твердые растворы замещения на основе железа образуются в соответствии с общими законами образования твердых растворов такого типа (условия Юм-Розери).

Условиями, определяющими растворимость компонентов в растворах замещения, являются: изоморфизм, т.е. однотипность решеток компонентов, составляющих раствор; соотношение атомных размеров компонентов («размерный фактор»); электронная структура компонентов, т.е. относительное расположение компонентов в периодической системе элементов Д.И. Менделеева.

Неограниченные твердые растворы с железом образуют Ni, Co, Мп, Сг и V. Причем Ni, Co и Мп образуют непрерывные твердые растворы на основе γ-железа, а Сг и V на основе α-железа. Здесь соблюдается первое условие Юм-Розери - изоморфность решеток растворителя и растворенного вещества. При разных типах решеток компонентов неограниченный твердый раствор образован быть не может. Это условие является необходимым, но недостаточным для образования неограниченных твердых растворов, а именно: далеко не всегда изоморфность решеток приведет к созданию таких твердых растворов. Это хорошо видно на примере систем α-железо -Мо, α-железо - W (о.ц.к. решетки), а также γ-железо - Сu, γ-железо - А1 (г.ц.к. решетки). В этих системах образуются ограниченные твердые растворы, несмотря на однотипность решеток железа и легирующего элемента.

Вторым необходимым условием образования твердых растворов является соблюдение «размерного фактора». При образовании неограниченных и ограниченных твердых растворов атомные радиусы растворителя и растворенного элемента должны различаться не более чем на ±15 %.

Как показано И.И. Корниловым, неограниченные твердые растворы на основе железа и других тугоплавких металлов образуются, если это различие не более ±8 %.

Атомные размеры никеля, кобальта, марганца, хрома и ванадия отличаются от атомных размеров изоморфных с ними модификаций железа не более чем на 8 %, эти элементы с железом образуют неограниченные твердые растворы. Ограниченные твердые растворы с широкой областью гомогенности образуют эти же элементы с неизоморфными модификациями железа. Молибден и вольфрам, которые имеют размерный фактор за пределами 8 % (соответственно 10 и 11 %), образуют с обеими модификациями железа ограниченные растворы с широкой областью гомогенности. Элементы с атомным радиусом на пределе размерного фактора (титан, ниобий, тантал) образуют лишь ограниченные растворы с узкой областью гомогенности или практически нерастворимы в железе. Когда размерный фактор выходит за пределы 15 % (цирконий, гафний, свинец), элементы имеют незначительную растворимость в железе.

Однако размерный фактор является необходимым, но недостаточным условием, определяющим образование твердого раствора замещения.

Значения предельной растворимости легирующих элементов в железе зависят от взаимного расположения этих элементов в периодической системе. Наибольшую растворимость в железе имеют элементы, находящиеся в том же периоде, что и железо, а также расположенные в наиболее близких к нему V...VIII группах. Как известно, по мере удаления от железа увеличивается различие в строении внешних d- и s-электронных оболочек d-переходных металлов, изменяется металлическая валентность и электрохимические свойства элементов, т.е. обычно говорят, что изменяется сродство к электрону. В свою очередь электронное строение определяет и атомные размеры элементов. Поэтому как размерный фактор, так и сродство к электрону являются связанными между собой параметрами, определяющими растворимость элементов в железе.

Роль электронного строения компонентов при образовании твердых растворов на основе железа установлена далеко не однозначно, во всяком случае, электронная теория ограниченных твердых растворов в сплавах железа еще далека от подобной теории для твердых растворов на основе благородных металлов (электронные соединения на основе меди, серебра и золота). Роль сродства к электрону для твердых растворов в сплавах железа освещена в трудах В.К. Григоровича.

Необходимо также отметить, что все рассмотренные выше закономерности образования твердых растворов на базе железа установлены для двойных систем железо-легирующий элемент. В реальных сталях и сплавах образуются многокомпонентные твердые растворы. Закономерности образования твердых растворов для конкретных многокомпонентных систем будут рассмотрены при изложении материалов по соответствующим легированным сталям.

Закономерности образования твердых растворов внедрения

Твердые растворы внедрения образуют элементы внедрения с малыми атомными размерами. Значения атомных радиусов rх элементов внедрения приведены ниже:

Элемент внедрения  В     С   N      О             Н

rx, нм           0,091     0,077     0,071       0,063        0,046

Твердые растворы внедрения всегда ограничены, а растворимость в них зависит от кристаллической структуры металла-растворителя и размеров атома элемента внедрения. Ограниченность твердых растворов внедрения определяется тем, что они сохраняют решетку металла-растворителя, а атомы внедрения в них занимают лишь вакантные междоузлия - октаэдрические и тетраэдрические поры в решетке металла-растворителя. Часть пор всегда не заполнена. Cхема расположения пор в αγ-железе приведена на рисунке 6.

Наиболее благоприятными позициями расположения атомов внедрения в твердом растворе будут октаэдрические поры в α-железе и окта- и тетраэдрические поры в γ-железе. Междоузлие обязательно должно быть меньше, чем размер атома внедрения, так как в противном случае прочной связи между атомами металла-растворителя и атомами внедрения не будет. Однако размер поры не должен быть и слишком малым, так как внедрение атома вызовет ослабление связей между атомами решетки растворителя, и структура такого твердого раствора будет неустойчивой. Какая из пор является наиболее благоприятной для размещения в ней атома внедрения, будет определяться не только ее размерами, но и количеством соседних атомов, претерпевших деформацию при образовании твердого раствора внедрения. Так, в α-железе растворение углерода и азота происходит в октаэдри-ческих порах, меньших по размеру, чем тетраэдрические, так как в первом случае смещаются два атома вдоль ребра куба в направлении с малой плотностью упаковки, а во втором - четыре атома в направлении плотной упаковки. Таким образом, энергия деформации о.ц.к. решетки от внедрения атомов углерода или азота в окта-пору будет меньше, чем при внедрении их в тетра-пору.

Растворимость атомов внедрения увеличивается с уменьшением размера атомов, т.е. возрастает в ряду B-C-N-O-H. Из перечисленных атомов внедрения наибольшее значение при рассмотрении легированных сталей имеют углерод и азот. Данные по их растворимости в α-железе приведены на рис. 7. Как видно, азот, имеющий меньший атомный радиус (0,071 нм), чем углерод (0,077 нм), растворяется в α-железе в значительно большем количестве. В γ-железе максимальная растворимость азота также больше, чем углерода (2,8 и 2,0 % соответственно). Значительно большая растворимость углерода и азота в γ-железе по сравнению с α-железом связана с тем, что в г.ц.к. решетке размер пор больше, а их число меньше, чем в о.ц.к. решетке, т.е. для α-железа характерна большая рыхлость упаковки.

Необходимо также отметить, что значительная деформация решетки при внедрении атомов неметалла в пору решетки металла-растворителя приводит к тому, что значительное число пор не заполняется атомами внедрения. Так, при предельном насыщении углеродом γ-железа (до 2 % С) один атом углерода приходится на каждые три элементарных ячейки γ-железа [-8 % (ат.) С], а для α-железа (0,018 % С) один атом углерода на 600 элементарных ячеек [0,083 % (ат.) С]. Столь значительное различие растворимости углерода в двух модификациях железа обусловливает возможность различной термической обработки сталей.


Рис.6 – Положение октаэдрических (б, г) и тетраэдрических пор в г.ц.к. (а, б) и о.ц.к. (а, г) решетках.

Рис.7 – Температурная зависимость растворимости углерода (сплошные линии) и азота (штриховые линии) в α-железа.


Твердые растворы внедрения образуются при выполнении условия (правила Хэгга)

rx / rMe  < 0,59

где rх - радиус атома внедрения (неметалла); rMe - радиус атома-растворителя (металла).

На основании роли размерного фактора для твердых растворов внедрения                (rx / rMe, <0,59) и замещения (rx / rMe = 0,85-1,15) следует сказать, что отношение атомных размеров в пределах 0,59-0,85 является неблагоприятным для образования твердых растворов. В этом случае, как будет показано ниже, получаются химические соединения со сложной структурой.

2.2. Влияние легирующих элементов на свойства феррита

Феррит – одна из основных фаз во многих сталях. В конструкционных сталях его доля составляет 95 %, поэтому значение свойств легированного феррита позволит правильно оценить общий уровень свойств сталей.

Легированный феррит представляет собой многокомпонентный твердый раствор по типу замещения и внедрения легирующих элементов и примесей в a-железе. Дислокационные теории упрочнения твердых растворов при легировании не дают для сплавов железа совпадения расчетов с экспериментом.

Эмпирически установлено, что количественная оценка упрочнения железа при легировании возможна на основе аддитивного вклада упрочняющего влияния отдельных легирующих элементов на свойства a-твердого раствора железа. Так, при одновременном легировании a-феррита атомами нескольких легирующих элементов их влияние на упрочнение может быть просуммировано.

Необходимо отметить, что при оценке упрочнения феррита по приведенной формуле следует брать концентрацию легирующего элемента, растворенного в феррите, а не содержание этого элемента в стали.

На рис. 8 представлено влияние концентраций элементов замещения на свойства железа высокой чистоты. Эти данные показывают, что в области малых концентраций наибольшее упрочняющее влияние оказывает фосфор, тогда как хром, находящийся в феррите, в наименьшей степени упрочняет железо. Прочность феррита сильно зависит от диаметра зерна (рис.9).

                      

Рис 8. Зависимость предела текучести  железа   от содержания легирующих элементов замещения

Рис. 9. Зависимость предела текучести

железа от размера зерна

Значение sт, феррита будет зависеть от твердорастворного упрочнения, плотности дислокации, наличия дисперсных частиц, а Ку от наличия примесей внедрения в твердом растворе, блокировки дислокации примесями, угла разориентировки границ. Для низкоуглеродистых сталей, феррита технической чистоты значения Ку составляет 0,57-0,73, а для железа высокой чистоты 0,16-0,19 МПа/м.

Таким образом, чем меньше размер зерна, тем выше должна быть прочность феррита. Эффективность зернограничного упрочнения определяется степенью измельчения зерна.

Важнейшей характеристикой стали является значение порога хладноломкости Тхл или температуры перехода Тпр из вязкого в хрупкое состояние, характеризующее склонность стали к хрупкому разрушению.

Измельчение зерна положительно сказывается не только на склонности к хрупким разрушениям, но оно одновременно приводит к упрочнению.

Многочисленные исследования легированного феррита показывают, что собственно упрочнение феррита при легировании отрицательно сказывается на склонности его к хрупким разрушениям. Однако влияние легирующих элементов на температуру перехода индивидуально.

На рис. 10 приведены данные по влиянию марганца, кремния, хрома, ванадия и никеля на порог хладноломкости железа Т50. В области малых концентраций легирующих элементов замещения температура перехода несколько снижается, а при большем их содержании заметно повышается. Никель в отличие от других легирующих элементов при всех концентрациях существенно понижает порог хладноломкости. Концентрация легирующих элементов, до которой понижается порог хладноломкости феррита для ванадия и хрома, составляет <1 %, для кремния <0,8 %, для марганца <2%; в реальных сталях эти значения будут другими.

                                         Легирующий элемент, %

Рис. 10. Влияние легирующих элементов на температуру перехода Т50 железа

2.3. Влияние легирующих элементов на свойства аустенита

В железоуглеродистых сталях аустенит, как стабильная структурная составляющая, существует лишь при температурах выше Ас3. В специальных легированных сталях благодаря влиянию легирующих элементов на расширение g-области, увеличению устойчивости переохлажденного аустенита и понижению мартенситной точки аустенит может быть одной из главных структурных составляющих сталей в состоянии их эксплуатации.  Поэтому  знание  свойств  легированного  аустенита  наиболее  важно  для таких высоколегированных сталей, как нержавеющие, жаропрочные, немагнитные и др.

Изменение свойств аустенитных сплавов при легировании может быть обусловлено как влиянием легирующих элементов на свойства собственно твердого раствора - аустенита, так и их влиянием на стабилизацию аустенита к фазовым переходам, т.е. легирование может вызывать превращение аустенита с образованием других фаз (например, a - и e - фаз в сплавах Fe-Mn и a -фазы в сплавах Fe-Ni). Легированный аустенит подразделяют на стабильный и нестабильный, При температуре выше начала мартенситного превращения Мн нестабильный аустенит способен к фазовому превращению - образованию мартенсита в результате приложения внешней нагрузки (деформации), т.е. деформация нестабильного аустенита вызывает мартенситное превращение, так же как и охлаждение его ниже Мн. Стабильный аустенит не претерпевает фазового превращения под влиянием деформации, при этом изменяется лишь его структура. В зависимости от того, какие легирующие элементы, входя в состав аустенита и каково их количество, изменяется устойчивость аустенита к распаду при деформации, т.е. степень его нестабильности.

В этом разделе рассмотрено влияние легирования на свойства собственно аустенита, т.е. легирование стабильного аустенита.

Изменение свойств собственно аустенита при легировании в общих чертах описывается теориями упрочнения твердых растворов. Так, упрочнение, определяемое параметром несоответствия по размерам, хорошо иллюстрируется рис.11, на котором представлена зависимость изменения твердости HV от параметра решетки а хромоникелевого аустенита при введении в него 1 % легирующих элементов замещения и внедрения. Упрочнение тем больше, чем больше это несоответствие. Однако для элементов внедрения (С, М) и замещения (Мn, V, Со, Мо, W, А1, Сг, Ni, Si) эффективность упрочнения при одинаковых значениях а различна. Наибольший вклад в упрочнение аустенита вносят элементы внедрения, особенно азот. В отличие от a-железа растворимость азота в легированном аустените значительно выше и может превышать 1 % при комнатной температуре.

Рис.11- Зависимость упрочнения аустенита (DНV) от изменения параметра решетки (Dа) при легировании хромоникелевого аустенита 1% (ат.) различных элементов

Рис.12 - Зависимость твердости HV марганцевого (Г38) и никелевого (Н36) аустенита от степени пластической деформации e

Рис. 13 - Зависимость ударной вязкости от температуры испытания марганцевого (1-3) и никелевого (4) аустенита

1-сплав Г40; 2-Г40Н10; 3-Г40Х10; 4-Н36

Эффективность влияния легирующих элементов на свойства аустенита определяется базовыми аустенитными; композициями, на которых основан данный аустенит. Такими основными композициями являются Fе-Ni; Fе-Мn; Fе-Сг-Ni; Fе-Сг-Мn; Fе-Сг-Ni-Мn. Главными аустенитообразователями во всех перечисленных аустенитных композициях являются никель и марганец, а аустенит, полученный на их основе, называют соответственно никелевым и марганцовистым. Свойства их существенно различаются.

Существенная разница в свойствах марганцевого и никелевого аустенита объясняется различными значениями энергии дефектов упаковки (ЭДУ) в этих сплавах. В марганцевом аустените значение энергии дефектов упаковки заметно меньше, чем в никелевом аустените. Как известно, энергия дефектов упаковки - одна из важнейших характеристик дислокационной структуры, определяющей свойства аустенита. Так, подвижность дислокации (способность их к поперечному скольжению, легкость пересечений) зависит от энергии дефекта упаковки. При этом в сплавах с ГЦК решеткой этот фактор играет в упрочнении большую роль, чем взаимодействие дислокации с атомами внедрения и замещения и силы трения решетки.

Показателем энергии дефектов упаковки является вероятность их образования, а чем больше вероятность образования дефектов упаковки в сплаве, тем меньше энергия дефектов упаковки. В марганцовистом аустените значения энергии дефектов упаковки ниже, а вероятность их образования выше, чем в никелевом аустените (рис.14).

А это однозначно указывает на пониженную подвижность дислокации, и, следовательно, более интенсивное деформационное упрочнение марганцовистого аустенита.

Необходимо отметить, что, изменяя содержание никеля и марганца в аустенитных сплавах на базе других композиций, можно существенно менять энергию дефектов упаковки в аустените, т.е. изменять способность аустенита к упрочнению при пластической деформации. При этом легирование аустенита марганцем будет приводить к увеличению коэффициента деформационного упрочнения аустенитных сталей, а легирование никелем, наоборот, уменьшать такое упрочнение. В чем причина такого влияния марганца на энергию упаковки аустенита, т. е. на его повышенную способность к деформационному упрочнению?

Рис. 14 - Зависимость вероятности образования (а) и энергии дефектов упаковки (ДУ) марганцевого (Г38) и никелевого (Н36) аустенита от температуры деформации

Как установлено В.С. Литвиновым при исследовании межатомного взаимодействия в сплавах методом ядерной гамма-спектроскопии (эффект Мессбауэра), основная роль марганца заключается в изменении взаимодействия атомов железа между собой. Под влиянием марганца происходит перераспределение внешних электронов от атомов железа к атомам марганца, в результате чего d-электроны атомов железа принимают большее участие в связи. Изменение характера пространственного распределения электронов является основным фактором в определении свойств железомарганцевых сплавов. Низкие значения энергии дефектов упаковки, большая вероятность их образования и высокое упрочнение марганцевого аустенита - результат проявления характера межатомного взаимодействия в таких сплавах. Противоположный характер перераспределения электронов между атомами компонентов в сплавах Fе-Мn и Fе-Ni обусловливает различие в свойствах аустенита и мартенсита этих сплавов.

Причиной хладноломкости железомарганцевого аустенита является фазовый переход I рода - при этих температурах гранецентрированная кубическая решетка (ГЦК) переходит в гранецентрированную тетрагональную решетку (ГЦТ). Пока сохраняется кубическая фаза, аустенит хладостоек; при появлении тетрагональных искажений у плотноупакованной структуры он становится хладноломким. Такие искажения в решетке обусловлены локализацией связи при понижении температуры. Следовательно, последнее является основной причиной хрупкости при низких температурах железомарганцевого аустенита.

Таким образом, особые свойства марганцевых аустенитных сталей и сплавов связаны с характером межатомного взаимодействия в их решетке.

2.4. Термодинамическая активность углерода в железе

Легирование феррита и аустенита различными элементами существенно влияет на поведение углерода (растворимость в твердом растворе, диффузионную подвижность, способность к выделению и т.д.). Наиболее полной характеристикой, определяющей поведение углерода в твердом растворе, является его термодинамическая активность.

Коэффициент термодинамической активности компонента характеризует силы связи его с атомами матрицы, т.е. его подвижность в твердом растворе, способность компонента оставаться растворенным или выделяться из раствора в другую фазу. Многие процессы фазовых превращений, протекающие в стали, определяются термодинамической активностью углерода и легирующих элементов.

Отношение коэффициентов термодинамической активности углерода в легированном и нелегированном железе представляет собой относительный коэффициент термодинамической активности углерода fc. Он характеризует влияние легирующего элемента на активность углерода в железоуглеродистом сплаве.

Если fc>1, а ln fc имеет знак «+» легирующий элемент повышает активность углерода в феррите и аустените, если же fc<1, (lnfc имеет знак «-»), то легирующий элемент, наоборот, понижает активность углерода в твердом растворе.

К настоящему времени накоплен большой экспериментальный материал по влиянию легирования на термодинамическую активность углерода в аустените и относительно мало данных об активности углерода в легированном феррите. Это связано со значительными экспериментальными трудностями определения относительного коэффициента термодинамической активности углерода в феррите из-за значительно меньшего предела растворимости углерода в нем по сравнению с аустенитом.

Физическая сущность изменения коэффициента fc как в феррите, так и в аустените одна и та же и состоит в том, что легирующие элементы, находящиеся в растворе, изменяют силы связи или прочность связи между атомами металла и углерода. Карбидообразующие элементы будут увеличивать прочность связи углерода с атомами легирующего элемента в твердом растворе, они повышают вероятность нахождения атомов углерода в междоузлиях вблизи узлов решетки, занятых атомами легирующего карбидообразующего элемента, «притягивают» к себе атомы углерода и понижают подвижность углерода в твердом растворе, т.е. уменьшают его термодинамическую активность. Некарбидообразующие элементы, замещающие атомы железа в твердом растворе, будут, наоборот, «отталкивать» атомы углерода, повышать их подвижность, т.е. увеличивают его термодинамическую активность, при этом будет проявляться тенденция к выделению углерода из твердого раствора.

Обобщенные по данным различных исследователей данные о влиянии легирующих элементов на относительный коэффициент термодинамической активности углерода в аустените приведены на рис.15.

Рис. 15 - Влияние концентрации (мольной доли) Nл.с. различных легирующих элементов на относительный коэффициент термодинамической активности углерода в аустените при 1000°С

Чем сильнее карбидообразующая способность легирующего элемента, т. е. чем левее по отношению к железу находится d-переходный металл в периодической системе, тем в большей степени понижается fс <1. Некарбидообразующие элементы в аустените Со, Ni, Si увеличивают значения fс >1. Подобные данные для феррита имеются лишь по влиянию кремния.

Влияние легирующих элементов на термодинамическую активность углерода в аустените имеет большое значение в таких процессах, как растворение карбидов, нитридов и карбонитридов в аустените, выделение их из твердого раствора при охлаждении, перераспределение элементов между фазами в процессе термической обработки.

В заключение необходимо отметить, что легирующие элементы оказывают влияние на термодинамическую активность углерода в твердом растворе лишь в том случае, если они растворены в этом твердом растворе, т.е. при определении возможности протекания того или иного процесса благодаря изменению термодинамической активности необходимо учитывать содержание легирующих элементов, растворенных в твердом растворе, а не их общее содержание в стали.

2.5 Карбиды и нитриды

Основными фазами-упрочнителями в сталях являются карбиды, нитриды и комплексные соединения на их основе - карбонитриды. Физическая природа и свойства этих фаз во мцогом определяют их поведение в стали.

Общие закономерности

Карбиды и нитриды относятся к фазам внедрения и образуются при взаимодействии d-переходных металлов и соответственно углерода и азота.

Прочность связи в карбидах и нитридах между атомами металла и неметалла (межатомные силы взаимодействия) определяется строением s- и d-электронных оболочек. Для d-переходных металлов характерна (по Полингу) «гибридизация» электронов между d- и 5-орбиталями, т. е. взаимопереходы электронов с одного уровня на другой. Незавершенность строения этих электронных оболочек способствует тому, что эти металлы восприимчивы к приобретению электронов из других источников. Такими источниками - донорами электронов для переходных металлов - становятся атомы внедрения углерода и азота, имеющие соответственно четыре или три электрона.

Прочность связи между атомами металла и неметалла в карбидах и нитридах характеризуют теплотой образования ΔH298K, кДж/(г-атом) и свободной энергией образования ΔG298K, кДж/(г-атом) фаз, температурой их плавления и структурно-нечувствительными упругими свойствами. Наиболее высокие значения из указанных свойств имеют карбиды и нитриды элементов IV и V групп. По мере увеличения номера группы свойства изменяются в сторону уменьшения прочности связи атомов в карбиде и нитриде или, как говоря, прочности или стойкости карбидов и нитридов.

Следовательно, переходные металлы по их сродству к углероду и азоту, прочности и стойкости карбидов и нитридов, их устойчивости к распаду можно расположить в следующий убывающий ряд: Hf, Zr, Ti, Та, Nb, V, W, Mo, Cr, Mn, Fe.

Карбиды и нитриды металлов IV - V групп

Металлы этих групп образуют однотипные монокарбиды, мононитриды типа МеС (МеN), имеющие кристаллическую г.ц.к. решетку типа NaCl. Эта решетка представляет собой две г.ц.к. подрешетки: металлическую и неметаллическую, как бы вставлены одна в другую со смещением на половину параметра. Атомы углерода заполняют октаэдрические поры. Характерной особенностью таких структур является то, что не все октаэдрические поры заполнены атомами внедрения, некоторые из них остаются вакантными. Вследствие этого фазы МеС не имеют строго стехиометрического состава и формулы в общем виде будут иметь вид МеСх, где х < 1. Такие фазы имеют область гомогенности, т.е. их кристаллическая решетка и тип фазы сохраняются в определенной области концентраций, отличающейся от стехиометрического состава. Ниже приведены области гомогенности некоторых карбидов и нитридов: TiC1.0..0.28; ZrC1.0..0.28; HfC1.0..0.56; VC0.96..0.75; NbC1.0..0.7; TaC0.9./.0.58; TiN1.2..0.38; ZrN1.0...0.55; HfN1.1...0.74; VN1.0...0.72. В некоторых нитридах MeN возможны значения x>1, что может быть обусловлено меньшими по сравнению с углеродом размером атомного радиуса азота и возможностью его размещения в тетраэдрических порах подрешетки металла.

Из изложенного следует, что встречающиеся в литературе обозначения карбидов ванадия и ниобия в стали формулами V4C3 и Nb4C3 следует рассматривать как фазу типа МеСx при х = 0,75.

Вакантные места в решетке таких соединений могут быть заняты другими атомами внедрения (в частности, кислородом). В этих случаях карбиды и нитриды будут комплексными соединениями – карбооксидами, оксинитридами.

Однотипность связей у фаз внедрения, наличие значительного числа вакансий в их решетках способствуют образованию многокомпонентных твердых растворов. Так, почти все монокарбиды и мононитриды образуют друг с другом неограниченные твердые растворы, и в сталях обычно обнаруживается формирование комплексных карбонитридных фаз. Взаимная растворимость фаз внедрения определяется, так же как и для металлов, правилом Юм-Розери, т.е. должен соблюдаться изоморфизм кристаллических решеток; параметры их должны различаться не более чем на 15 %; в случае близости размеров атомов и одинаковой кристаллической решетки одновременно выполняется условие близости типа связи и электронной структуры фаз внедрения.

Комплексные соединения карбидов и нитридов - карбонитриды - обозначают формулой, в которой находятся все элементы, входящие в состав. Так, карбонитрид ванадия может быть обозначен V(С,N). Карбиды и нитриды на основе двух и даже трех металлов могут быть обозначены (V,Nb)C или (V,Nb,Ti)N, а карбонитриды (V,Nb)(С,N) или (V,Nb,Ti)(С,N).

Карбиды и нитриды металлов VI - VIII групп

Как уже отмечалось, все переходные металлы этих групп образуют в стали по 2-3 карбида с различной сложной кристаллической структурой. Карбиды WC и МоС и карбиды W2C и Мо2С имеют соответственно простую и плотноупакованную гексагональные решетки. Область гомогенности этих карбидов невелика, они могут взаимно растворяться. Особо важное значение эти карбиды имеют в быстрорежущих сталях.

Карбид Сr7С3 образуется чаще всего в конструкционных сталях с относительно невысоким содержанием хрома (до 3-4 %). Этот карбид имеет сложную гексагональную решетку с 80 атомами на одну элементарную ячейку (56 атомов металла и 24 атома углерода).

В сталях этот карбид может содержать от 30 до 50 % Сг, т.е. его формула должна быть в пределах Fе4Сr3С3 и Fe2Cr5C3. Обычно такой карбид обозначают (Cr,Fe)7C3 или Ме7С3.

Карбид Сr23С6 образуется в высоколегированных хромистых сталях при высоком содержании хрома (выше 5...8 %). Он имеет сложную г.ц.к. решетку, элементарная ячейка которой содержит 116 атомов, в том числе металла 92 атома и углерода 24. В сталях этот карбид в чистом виде не встречается, а часть атомов металла в нем будет замещаться элементами, входящими в состав стали (Fe, Mo, W).

Железо широко замещает в этом карбиде хром, но так как размер атомов железа несколько меньше размера атомов хрома, то начиная с определенного момента (после замещения ~30 % Сr) эти узлы становятся слишком просторными, и для устойчивости решетки необходимо присутствие крупных атомов W (или Мо). Атомы W(Mo) занимают также определенные позиции в решетке карбида Me23С6, поэтому их максимальное число в элементарной ячейке составляет. 8 из 92 атомов металла. Дальнейшее увеличение при старении стали количества вольфрама и молибдена в выделяющейся фазе сверх этого предела приводит к переходу Me23С6 к Ме6С, как к следующему карбиду, способному вместить относительно большее количество Мо и W.

Нитрид CrN образуется в сталях с азотом (аустенитные нержавеющие), имеет г.ц.к. решетку типа NaCl, аналогичную решетке нитридов IV и V групп и соответственно подобные им свойства.

Карбид Ме6С (η-карбид) содержит несколько металлов, поэтому он является комплексным карбидом. Карбид Ме6С имеет сложную растянутую гранецентрированную кубическую кристаллическую решетку, элементарная ячейка которой содержит 112 атомов, из них 96 атомов металла и 16 углерода. Обычно η-карбид образуется в высоколегированных быстрорежущих сталях с высоким содержанием молибдена и вольфрама. В сложнолегированных сталях атомы металла могут замещаться различными легирующими элементами (Me-W, Mo, Cr, Mn, Fe, Co и др.), поэтому они чаще обозначаются как Ме6С, а в более конкретных случаях, например, (W, Mo, Fe)6C.

Карбиды железа относятся к наименее стойким по сравнению с карбидами легирующих элементов. Основным карбидом железа является цементит Fe3С, промежуточным карбидом в сталях ε-карбид, а в некоторых высокоуглеродистых сплавах η- и χ-карбиды.

Цементит Fe3С является основной структурной составляющей стали, образующейся при перлитном превращении, в процессе бейнитного распада, при отпуске мартенсита и других процессах. Цементит имеет сложную ромбическую решетку, элементарная ячейка которой содержит 96 атомов (Fe - 72, С - 24). Для структуры цементита характерна плотная упаковка атомов железа с расположенными в междоузлиях атомами углерода, по этому признаку структура может быть охарактеризована как близкая к структуре аустенита. Поэтому между Fe3С и γ-железом имеется хорошее ориентационное и структурное соответствие. Хорошее сопряжение наблюдается также и для решеток Fe3С и α-железа.

Атомы железа в цементите могут замещаться атомами некоторых легирующих элементов. Так, неограниченно растворим в цементите марганец, при этом карбид будет иметь формулу (Fe, Мn)3С. Неограниченная растворимость марганца в цементите объясняется тем, что марганец образует карбид Мn3С, подобный Fe3C. Растворимость хрома в цементите составляет около 20 %. Легированный хромом карбид будет иметь формулу (Fe, Сг)зС. Хром и марганец повышают устойчивость цементита в стали. Растворимость молибдена в цементите значительно меньше, так как более крупные атомы молибдена способны лишь к неустойчивому замещению атомов железа. В этом случае устойчивость цементита понижается. Такие легирующие элементы, как V, Nb, Ti, Zr, практически нерастворимы в цементите.

Карбиды марганца, как самостоятельные, в сталях практически никогда не образуются, так как их состав и кристаллические решетки подобны соответствующим карбидам хрома и железа, и они образуют с ними комплексный карбид, в состав которого входит марганец, например: (Fe, Cr, Mn)23C6 , (Fe, Cr, Mn)7C3, (Fe, Mn)3C.

2.6 Интерметаллиды

Фазы, образующиеся в результате взаимодействия основного компонента сплава с легирующими элементами или легирующих элементов между собой, называются интерметаллическими соединениями или интерметаллидами.

В настоящее время в сплавах обнаружено примерно 1300 интерметаллических соединений, которые кристаллизуются в 200 типов структур.

Отличительным признаком интерметаллических соединений является наличие у них новой кристаллической решетки, отличной от решеток, составляющих фазу компонентов.

Важно отметить, что структура, устойчивость, температурные и концентрационные области существования интерметаллидов определяются совокупным действием электронной структуры, электрохимического и размерного факторов.

Интерметаллиды оказывают определяющее влияние на упрочнение в аустенитных и мартенситностареющих сталях, многих жаропрочных сплавах на никелевой и кобальтовой основах, а также на свойства жаростойких защитных покрытий. В ряде жаропрочных сплавов   содержание   интерметаллических фаз может достигать 55-65 %.

В перечисленных материалах различают следующие группы интерметаллических соединений: электронные соединения, σ-фазы, фазы Лавеса, геометрически плотноупакованные фазы.

Электронные соединения

Электронные соединения или фазы Юм-Розери имеют характерные для металлических элементов структуры типа о.ц.к., г.ц.к., г.п.у. В этих соединениях структура образующихся фаз в основном определяется электронной концентрацией, т.е. отношением числа валентных электронов к числу атомов в элементарной ячейке. При образовании этих соединений металлы переходных групп обнаруживают переменную  валентность,  что обусловлено  перекрытием  d-  и s-уровней.

При отношении числа валентных электронов к числу атомов в решетке, равном 3/2, интерметаллические соединения образуют β-фазы с о.ц.к. структурой или со сложной кубической решеткой. К ним относятся, например, алюминиды переходных металлов - FeAl, CoAl и NiAl и сплавы на их основе. Перечисленные интерметаллиды обладают металлическими свойствами, однако участие d-электронов в межатомной связи предопределяет появление ковалентной составляющей.

Свойства интерметаллидов этого типа можно проиллюстрировать на примере моноалюминида никеля и твердых растворов на его основе. Моноалюминид никеля NiAl характеризуется высокой температурой плавления (1638 °С), большой теплотой образования, высокой энергией упорядочения. Кристаллы обладают сильной анизотропией свойств и весьма хрупки. Никельалюминиевые β-сплавы обладают высокими характеристиками прочности при повышенных температурах (до 900 - 1000 °С), высокой стойкостью против окисления и газовой коррозии, малой диффузионной подвижностью атомов в решетке, обеспечивающей стабильность структуры до высоких температур. Эти свойства позволяют использовать данные соединения в качестве жаропрочных и жаростойких материалов и покрытий.

В промышленных сталях и сплавах, которые являются сложнолегированными многокомпонентными системами, интерметаллические соединения, особенно однотипные, могут образовывать широкие области твердых растворов, свойства которых значительно изменяются. Так, в сплавах Fe-Ni-Al имеется широкая область гомогенных β-фаз между двойными соединениями Fe-Al и Ni-Al.

При увеличении в электронных соединениях содержания многовалентного элемента происходит изменение симметрии решетки: при концентрации электронов на атом 21/13 образуется, структура γ-латуни, содержащая 27 деформированных о.ц.к. ячеек, а при концентрации 7/4 - ε-латуни с гексагональной плотноупакованнοй структурой. Эти фазы встречаются в цветных и прецизионных сплавах.

Сигма-фазы

σ-фазы и родственные им соединения образуются переходными металлами и имеют тетрагональные или сложные ромбоэдрические элементарные ячейки, структура которых характеризуется наличием плотноупакованных слоев атомов, смещенных по отношению друг к другу и расположенных на относительно больших расстояниях. Такие фазы и родственные им соединения иногда называют топологически плотноупакованными.

Впервые σ-фаза типа FeCr была обнаружена в железохромистых сплавах как хрупкая составляющая. Она имеет тетрагональную решетку с элементарной ячейкой из 30 атомов, аналогичную решетке урана.

Как для электронных соединений, так и для σ-фаз невозможно установить определенный состав, поэтому существование этих фаз обычно связывают с определенными значениями электронной концентрации. Расчеты электронной концентрации с учетом s- и d-электронов дают 6,5...7,4 электронов/атом в большинстве известных σ-фаз, что позволяет считать эти фазы определенной группой электронных соединений. Установлено также, что σ-фазы образуются элементами при различии атомных радиусов R до 8 % (в системе Со-Мо - до 12 %).

Области существования о-фаз по концентрации и по температурам зависят от положения элементов в периодической системе Д.И. Менделеева: в системе Fe-Mo до 1400 °С, в Fe-Cr до 820 °С, выше которых они растворяются в твердом растворе. В σ-фазах двухкомпонентных систем могут легко растворяться атомы других переходных элементов.

В промышленных сталях и сплавах встречаются как σ-фазы относительно простого состава (например, в сталях типа Х25 σ-фаза типа FeCr), так и сложнолегированные композиции (например, в дисперсионно-твердеющих сложнолегированных сталях σ-фазы, содержащие Fe, Cr, Mo, Ni). В жаропрочных сплавах на никелевой основе σ-фазы имеют состав (Cr, Mo)x(Ni, Co)y, где х и у могут изменяться от 1 до 7.

Выделение σ-фазы происходит при длительных выдержках в интервале температур 500...900 °С и является причиной сильного охрупчивания сталей и сплавов, уменьшает их пластичность и прочность.

Возможно существования σ-фаз в двойных системах d-nepeходных металлов  Cr-Fe, Cr--Mn, Cr-Co; V-Mn, V-Fe, V-Co, V-Ni; Mo-Fe, Mo-Co.

Кинетика образования σ-фаз обычно описывается С-образной кривой (рис. 16), положение которой определяется составом сплава и его предысторией (литое или деформированное состояние, режим предварительной термической обработки, напряженное состояние и т. д.).

Вредное действие σ-фаза оказывает на жаропрочные сплавы. Из-за присутствия σ-фазы резко снижается длительная прочность, так как большие количества тугоплавких элементов-упрочнителей выводятся из матрицы сплава. Кроме того, разрушение при повышенных температурах происходит предпочтительно вдоль границ σ-фазы, которые служат источниками зарождения и распространения трещин, ведущих к хрупкому разрушению.

Рис. 16 – Изотермическая диаграмма образования σ–фазы в жаропрочном сплавена никелевой основе:

1 - σ-фаза отсутствует;  2 - σ-фаза выделяется.

Фазы Лавеса

Интерметаллические соединения состава А2В называют фазами Лавеса. Эти фазы обычно имеют кубическую или гексагональную структуру. Они могут образовываться компонентами, расположенными в любом месте периодической системы.

Исследование большого числа фаз Лавеса показало, что основным фактором, определяющим их образование, является соотношение атомных размеров компонентов. Несмотря на главную роль размерного фактора при образовании фаз Лавеса, важное значение в их стабильности играет электронная концентрация, которая определяет, какая из возможных структур образуется, а также каковы размеры их областей гомогенности, хотя последние, как правило, незначительны.

Наиболее часто образуются в сталях и сплавах следующие интерметаллические фазы Лавеса: Fe2Al, Zr2Al, Fe2Mo, Co2 Ti, Ni2Ta, (Fe,Si)2Mo, Fe2(Ni,Nb) и др. Их присутствие часто сопровождается охрупчиванием при комнатной температуре, но менее опасно при повышенных температурах.

Более того, во многих теплостойких и жаропрочных сплавах удается использовать фазы Лавеса для упрочнения без существенного снижения вязкости и хрупкой прочности.

Геометрически плотноупакованные фазы

Эти фазы или соединения типа А3В представляют собой выделения упорядоченных г.ц.к. (γ'), о.ц.т. (γ") и гексагональных плотноупакованных η-фаз из аустенитных матриц.

Выделение этих фаз представляет собой одно из наиболее благоприятных явлений, так как оно позволяет достигать значительного упрочнения, стабильного при высоких температурах без заметного охрупчивания сплавов.

В соединениях типа А3В более электроотрицательные элементы - такие, как Fe, Co, Ni, соответствуют элементу А, а такие как А1, Ti, Nb, - элементу В. Обычно в никелевых жаропрочных сплавах основная упрочняющая γ'-фаза представляет собой соединение на основе Ni3Al.

γ'-фаза является упорядоченной, причем дальний порядок сохраняется почти до температуры плавления (1385 °С). Уникальным свойством γ'-фазы является увеличение прочности с повышением температуры в широком интервале температур: для нелегированной фазы до 800 °С, а для легированной - еще выше (рис. 17).

Рис. 17. – Влияние температуры испытания на предел текучести σ0,2 γ'-фазы типа Ni3(Ti, Al).

Благоприятное влияние А3В фаз на свойства сталей и сплавов связывают с их высокой пластичностью, когерентной связью с основным твердым раствором и высокой стабильностью при повышенных температурах.

Многие интерметаллические соединения обладают высокими характеристиками прочности, коррозионной стойкости, жаропрочности, износостойкости. В последнее время на их основе разрабатываются материалы для новых отраслей техники.

Таким образом, из интерметаллических фаз наиболее благоприятное влияние на упрочнение сплавов оказывают соединения типа А3В, а также некоторые фазы Лавеса. Выделение σ-фазы и ей подобных топологически плотноупакованных фаз вызывает резкое охрупчивание сплавов.

  1.  Неметаллические включения

К неметаллическим включениям относятся химические соединения, образовавшиеся в стали в процессе ее производства – выплавки и разливки. Неметаллические включения являются важнейшим фактором, характеризующим «металлургическое» качество стали. Они существенно влияют на качество и свойства стальных изделий, их эксплуатационные характеристики в зависимости от природы, количества, формы, размера и характера распределения.

Согласно классификации, все неметаллические включения по природе их происхождения можно разделить на два вида:

  1.  Эндогенные неметаллические включения – соединения, образовавшиеся в стали в результате химических реакций, протекающих в процессе ее выплавки, раскисления и разливки, и вследствие изменения растворимости примесей в прроцессе кристаллизации слитка.
  2.  Экзогенные неметаллические включения – частицы различных соединений, попавшие в жидкую сталь или в слиток извне, в т.ч. из шихтовых материалов, огнеупорной футеровки сталеплавильных агрегатов и устройств и т.п.

Указанные неметаллические включения могут взаимодействовать между собой, образуя комплексные соединения.

Классификация неметаллических включений по составу условна, так как во многих случаях включения являются комплексными и состоят из нескольких типов химических соединений: кислородные (оксиды и силикаты), сульфиды и нитриды.

Кислородные включения наиболее многочисленны. Большинство этих включений являются продуктами раскисления стали. Они могут быть и экзогенными (частицы огнеупоров). М.И. Виноград разделяет их на четыре вида:

1. Простые оксиды: А12Оз - оксид алюминия (корунд, глинозем); SiO2 - диоксид кремния (кварц, кремнезем); FeO - оксид железа (II): Fe2O3 - оксид железа; ТiO2 - диоксид титана; Сг2О3 - оксид хрома и др.

  1.  Сложные оксиды (шпинели): FeO*MnO - оксид железа (II) и марганца (II); FeO*Сг2О3 - хромиты; FeO*V2O5 - ванадиты; FeO*Ti2O5 - ильменит; FeO*Al203 - герцинит; MgO*Al2O3 – магнезиальная шпинель; СаО*А12О3 - алюминат кальция.
  2.  Силикаты и алюмосиликаты (кристаллические):2FeO*SiO2 - силикат железа (файялит); 2MnO*SiO2 - силикат марганца (тефроит): mCaO*nSiO2 - силикат кальция; 3Al2O3*2SiO2 алюмосиликат муллит; Al2O3 SiO2- алюмосиликат силлиманит.
  3.  Стекла. Не имеют кристаллического строения. Обычно в их составе содержится кремнезем. Наиболее часто встречаются кварцевое стекло, силикатные стекла с примесью оксидов алюминия, марганца, хрома и др.

Различные типы кислородных неметаллических включений приведены на рис. 18.

Сульфидные включения образуются при затвердевании стали вследствие того, что растворимость серы в жидкой фазе значительно выше, чем в твердом растворе.

В сталях в основном образуются сульфиды железа и марганца - FeS и MnS. Сульфид железа FeS имеет температуру плавления 1188 °С, однако в стали он образует легкоплавкую эвтектику (988 °С). Сульфид марганца MnS имеет температуру плавления 1620 °С, т.е. выше температуры плавления стали.

Из-за того, что сера имеет большее сродство к марганцу, чем к железу, в сталях при наличии определенного содержания марганца предпочтительнее образуется сульфид марганца или комплексный сульфид (Mn, Fe)S, имеющий состав: 60...62 % Мп; 34...35 % S и 2...3%Fe.

Легирующие элементы также могут образовывать сульфиды в стали. Никель и кобальт образуют легкоплавкие нестойкие сульфиды, а сульфиды хрома, циркония, титана, ниобия, ванадия более тугоплавки.

Кристаллизация сульфидов в стали зачастую происходит на подложках оксидов, при этом комплексные включения называются окси-сульфидами (например, FeO MnS; FeO*SiO2 *MnS). Некоторые сульфидные включения в горячекатаной стали показаны на рис. 18, д, е.

Нитриды можно отнести к неметаллическим включениям лишь условно, да и то в ограниченных случаях. Будем относить их к ним только в том случае, когда они являются продуктом соединения остаточного азота в стали (менее 0,008 %) с нитридообразующими элементами (прежде всего с титаном и алюминием), попавшими в сталь случайно в небольших количествах (до 0,02...0,03 %) либо введенных в сталь с раскислителями.

Нитриды нельзя считать неметаллическими включениями в тех случаях когда нитридообразующие элементы (Ti, Zr, V, Nb, Al и др) вводят в сталь как легирующие добавки, либо совместно с ними вводится в сталь повышенное, в сравнении с остаточным, содержание азота (более 0,01 %), а образующиеся при этом нитриды и карбонитриды придают стали специальные свойства.


Рис.18 – Кислородные (а-г) и сульфидные (д, е) неметаллические включения в деформированной стали:

а – глиноем;  б – силикаты пластичные;  в – силикаты хрупкие;  г – сложные оксиды;  д – сульфиды;   е – оксисульфиды.


3. ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЯХ

3.1. Образование аустенита при нагреве

Процесс аустенитизации при нагреве легированных сталей состоит из полиморфного  g - превращения, растворения в аустените цементита и специальных карбидов, нитридов и интерметаллидов, рекристаллизации зерен аустенита.

3.1.1. Перекристаллизация стали

В.Д. Садовским с сотрудниками показано, что образование аустенита при нагреве может проходить по двум конкурирующим механизмам фазовых превращений: кристаллографически неупорядоченному и упорядоченному.

При неупорядоченном механизме образования аустенита полиморфное a ® g -превращение сопровождается перекристаллизацией, т.е. изменением величины и ориентации вновь образующихся зерен g-фазы по отношению к исходной a-фазе. При упорядоченном механизме переход не сопровождается перекристаллизацией, которая протекает при более высоких температурах вследствие первичной рекристаллизации фазонаклепанного при сдвиговом превращении аустенита.

Главным фактором, определяющим возможность того или иного механизма перекристаллизации, является тип исходной структуры, а точнее ее кристаллографическая упорядоченность. При исходной неупорядоченной (равновесной) структуре (ферритокарбидная смесь - ФКС) имеет место только неупорядоченный механизм перекристаллизации. При исходной упорядоченной (неравновесной) структуре (мартенсит, бейнит, видманштетт) может наблюдаться тот или другой механизм перекристаллизации. В этом случае реализация одного из них будет определяться легированностью стали и скоростью нагрева.

Исходная неупорядоченная структура

В практике термической обработки конструкционных и инструментальных сталей наиболее часто нагреву для аустенитизации подвергается сталь, имеющая исходную кристаллографически неупорядоченную структуру ферритокарбидной смеси (феррито-перлитная, перлитная, перлитная с избыточными карбидами). Схема неупорядоченного (нормального) механизма образования аустенита представлена на рис. 19. При нагреве стали выше критических точек происходит полиморфное превращение, при этом, как полагают многие ученые, зародыши аустенита всегда образуются по сдвиговому механизму, но этот процесс совпадает с рекристаллизацией наклепанного при фазовом превращении аустенита.

Поэтому при переходе через критическую точку образуется мелкое зерно аустенита. Процессы фазового перехода и рекристаллизации при таком механизме совпадают. Дальнейший нагрев в аустенитной области будет приводить к росту зерна аустенита (собирательной рекристаллизации).

Необходимо отметить, что процесс фазовой перекристаллизации при неупорядоченной исходной структуре ферритокарбидной смеси в углеродистых и легированных сталях практически мало различается. Образовавшееся зерно аустенита во всех сталях мелкое. Правда, чем выше скорость нагрева, тем мельче получается зерно, так как скорость образования зародышей новой фазы возрастает быстрее, чем скорость их роста. Существенное различие между углеродистой и легированной сталью проявляется при повышении температуры в аустенитной области, когда происходит рост зерен аустенита, их собирательная рекристаллизация.

Исходная упорядоченная структура. Структурная наследственность в стали

Рассматриваемый случай имеет особо важное значение для легированных сталей, так как иногда они подвергаются термической обработке, имея исходную крупнозернистую упорядоченную структуру (мартенсит и бейнит), полученную в результате закалки при охлаждении проката, поковок, отливок, сварных соединений. Нагрев стали с исходной структурой мартенсита или бейнита - нередкое явление также при повторной закалке перегретых легированных сталей. Механизм фазовой перекристаллизации при нагреве исходно упорядоченной структуры заметно сложнее, чем «нормальный» механизм перекристаллизации.

При определенных условиях сталь теряет способность к перекристаллизации при a ® g -превращении. Нагрев крупнозернистой упорядоченной структуры выше Ас3 может

Рис.19 Схема перекристаллизации стали с исходной неупорядоченной структурой при нагреве и охлаждении

вызвать образование зерен аустенита той же формы, размера и ориентации, что и исходное зерно стали, т.е. происходит восстановление исходного зерна. Такое явление называют структурной наследственностью в стали. Изучению этого сложного явления посвящены фундаментальные работы В.Д. Садовского с сотрудниками.

Чем более легирована сталь, тем шире диапазон скоростей нагрева, при которых проявляется структурная наследственность в стали. Легирование влияет на критическую скорость нагрева, при которой наблюдается восстановление исходного крупного зерна при повторном нагреве выше Ас3 и не происходит образования мелкозернистого аустенита. Для легированной стали на рис.20 приведена схема, упрощенно показывающая процесс формирования зерна при нагреве и охлаждении стали с исходной упорядоченной структурой.

При достаточно медленном (1-2°С/мин) нагреве многих сталей аустенит образуется также кристаллографически упорядоченным механизмом, в результате чего и при таком нагреве наблюдается восстановление зерна исходной структуры, т.е. резко выраженная структурная наследственность. Увеличение скорости нагрева ведет к нарушению упорядоченности в процессе формирования (роста) аустенитной структуры и измельчению зерна. Образовавшийся при упорядоченном  g - переходе аустенит фазово наклепан. С повышением температуры нагрева выше Тр происходит его рекристаллизация, и только тогда зерно аустенита измельчается.

При промежуточных умеренных скоростях нагрева (100-150°С/мин), когда успевает пройти полный распад мартенсита до начала a®g -перехода, структурная наследственность стали не проявляется. При этом a®g-переход совпадает с рекристаллизацией и зерно сразу же получается мелким, т.е. реализуется нормальный неупорядоченный механизм перекристаллизации.

В работах Н.Н. Липчина с сотрудниками отмечается, что специальные карбиды хрома, молибдена, вольфрама, ванадия и титана, выделяясь при нагреве по границам мартенситных кристаллов, задерживают процесс рекристаллизации до температуры растворения карбидов в аустените.

                                                                      Время

Рис. 20 -  Схема перекристаллизации стали с исходной упорядоченной структурой при нагреве и охлаждении

Структурная наследственность хорошо проявляется в конструкционных сталях типа ЗОХГСА, 37ХНЗА, 20Х2Н4А и т. п. Наиболее вероятно проявление структурной наследственности при термической обработке предварительно перегретых сталей, содержащих добавки сильных карбидообразующих элементов - титана, ванадия, ниобия. Однако необходимо оговориться, что не все легированные стали склонны к этому явлению при медленном нагреве. Быстрый нагрев, приводящий к структурной наследственности в конструкционных легированных сталях, может реализоваться на практике при электронагреве или нагреве тонких изделий в соляных ваннах с последующей кратковременной выдержкой. Следует подчеркнуть, что отпуск перед окончательным быстрым нагревом под закалку исключает проявление структурной наследственности. При медленном нагреве влияния предварительного отпуска, естественно, не наблюдается, так как он протекает в процессе самого нагрева под закалку.

В высоколегированных сталях (быстрорежущие, мартенситностареющие, нержавеющие мартенситные стали и др.) структурная наследственность проявляется в широком диапазоне скоростей нагрева, т. е. не только при быстром и медленном нагреве, но и при промежуточных умеренных скоростях нагрева. Следовательно, в таких сталях структурная наследственность наблюдается в обычно принятых на практике условиях нагрева, так как восстановленное зерно аустенита длительное время не рекристаллизуется. Так, при повторном нагреве под закалку быстрорежущей стали независимо от скорости нагрева при аустенитизации, происходит восстановление исходного зерна и наблюдается нафталинистый излом. В мартенситностареющих сталях восстановление крупного зерна происходит при обычной технологии их термической обработки.

3.1.2.Рост зерна аустенита

С повышением температуры и увеличением времени выдержки в аустенитной области происходит рост зерна аустенита. Движущей силой собирательной рекристаллизации аустенита является стремление системы понизить поверхностную энергию путем уменьшения протяженности границ зерен. В подавляющем большинстве сталей необходимо получить мелкое зерно аустенита, так как чем меньше размер зерна, тем выше прочность, сопротивление хрупкому разрушению и ряд других свойств сталей. В некоторых сталях (например, в магнитномягких трансформаторных сталях) стремятся получить, наоборот, крупное зерно. Легирование существенно влияет на размер зерна аустенита.

Карбидо- и нитридообразующие элементы (Сr, Мо, W, V, Nb, Тi, Zr) тормозят рост зерна аустенита при нагреве, причем тем сильнее, чем более стойкую фазу образует элемент. Алюминий, связанный в нитрид, также сильно тормозит рост зерна. Такое влияние карбидо- или нитридообразующих элементов объясняется наличием нерастворенных в аустените дисперсных карбидов и нитридов, оказывающих барьерное действие на мигрирующую границу зерен. Растворение и коагуляция дисперсных фаз в аустените устраняют или снимают эффект барьерного действия частиц. Максимальный размер зерна аустенита, зависит от размера частиц и их количества. Следовательно, чем больше объемная доля нерастворенных частиц сохраняется в стали при нагреве и меньше их размер, тем более мелкозернистым получается аустенит. Для получения мелкозернистой стали в широком диапазоне температур нагрева наиболее эффективно легирование стали двумя или более карбидо- или нитридообразующими элементами, имеющими различную температуру перехода соответствующих фаз в твердый раствор.

Необходимо отметить, что углерод, азот и алюминий, не связанные в карбиды и нитриды, а находящиеся в твердом растворе - аустените, способствуют росту его зерна.

Также увеличивают склонность к росту зерна бор, марганец и кремний. Мнения о природе влияния перечисленных элементов на увеличение склонности к росту зерна противоречивы.

3.2. Превращение переохлажденного аустенита

При закалке, нормализации и отжиге происходит распад переохлажденного аустенита, при этом возможны три типа превращений: перлитное, промежуточное (бейнитное), мартенситное. Легирующие элементы существенно влияют на кинетику механизм этих превращений.

3.2.1. Влияние легирующих элементов на устойчивость переохлажденного аустенита

Как известно, устойчивость переохлажденного аустенита к распаду характеризуется диаграммами изотермического превращения аустенита. Изменение содержания углерода н легирование аустенита влияют на кинетику перлитного и промежуточного превращений и температуру мартенситного превращения.

На рис. 21 приведены такие диаграммы для углеродистых сталей с разным содержанием углерода. Устойчивость аустенита характеризуется С-образными кривыми начала и конца превращений. В доэвтектоидных и заэвтектоидных сталях перлитному превращению предшествуют линии выделения избыточных фаз (феррита и цементита соответственно).

Некарбидообразующие элементы (Ni, Аl, Si, Сu), принципиально не меняя вид С-кривой, смещают ее по температуре превращения и повышают устойчивость аустенита, т.е. увеличивают инкубационный период распада, сдвигая линии по диаграмме вправо. Исключение составляет кобальт, который уменьшает время до начала распада.

Карбидообразующие элементы (Сr, Мо, W, V) существенно изменяют вид диаграммы и кинетику превращения, обусловливая четкое разделение перлитного и бейнитного превращения с появлением области повышенной устойчивости аустенита между ними.

Разделение перлитного и промежуточного превращений на диаграмме распада вообще свойственно легированным сталям при наличии в их составе нескольких легирующих элементов независимо от их карбидообразующей способности, хотя при наличии карбидообразователей эта особенность ярче проявляется.

Легирующие элементы по-разному влияют на перлитное, промежуточное и мартенситное превращения.

Рис. 21 - Диаграммы изотермического распада аустенита в углеродистых сталях:

а - доэвтектоидная сталь (0,45% С); б - эвтектоидная сталь (0,8% С); в - заэвтектоидная сталь (1,2 % С)

В перлитной области все легирующие элементы (Mn, Ni, Mo, W и др.), за исключением кобальта, если они переведены в аустенит при нагреве, увеличивают устойчивость переохлажденного аустенита. Особенно эффективно увеличивают инкубационный период молибден и марганец, несколько слабее влияет хром и никель. Уменьшает его кобальт. В доэвтектоидных сталях легирующие элементы могут по-разному влиять на выделение избыточного феррита и образование ферритокарбидной смеси. Так, кремний и алюминий ускоряют процесс образования избыточного феррита, но замедляют распад на ферритокарбидную смесь, а марганец и никель замедляют оба процесса.

Увеличение содержания углерода существенно уменьшает скорость образования избыточного феррита в доэвтектоидных сталях и повышает скорость образования избыточного карбида в заэвтектоидных сталях, а скорость образования ферритокарбидной смеси максимальна при его концентрации, близкой к эвтектоидной. В промежуточной области наиболее эффективно увеличивают устойчивость аустенита углерод и азот. Легирующие элементы Мn, Сr, Ni, Мо, W и другие расширяют инкубационный период начала промежуточного превращения, но существенно в меньшей степени, чем они влияют на перлитное превращение. Как известно, промежуточное, превращение в отличие от перлитного не завершается полным распадом аустенита, часть аустенита остается нераспавшейся. Легирование увеличивает количество остаточного аустенита при бейнитном распаде.

После легирования промежуточное превращение смещается в область более низких температур, в результате чего в высоколегированных сталях оно может совпадать с мартенситным превращением.

Также легирование может влиять на устойчивость переохлажденного аустенита  косвенно, в результате изменения размера зерна, размера и количества нерастворенной карбидной фазы, состава и дисперсности неметаллических включений и других факторов. Все они могут заметно влиять на распад аустенита в перлитной области, но практически не влияют на промежуточное превращение и температурный интервал мартенситного превращения. Так, перлитное превращение ускоряется за счет нерастворившихся в аустените карбидов, некоторых дисперсных неметаллических включений, уменьшения размера зерна.

Легирующие элементы оказывают также сильное влияние на температуру начала мартенситного превращения Мн (рис. 22). Наиболее сильно понижает Мн марганец, несколько  слабее  действуют  хром,  ванадий,  никель,  молибден.  Медь  и  кремний  в

Рис. 22 - Влияние содержания легирующих элементов на температуру начала мартенситного превращения МН стали с 0,9 % С

количествах, применяемых в стали, мало влияют на положение мартенситной точки. Кобальт и алюминий повышают мартенситную точку. Углерод и азот сильно снижают температуру мартенситного превращения.

Влияние легирующих элементов до пределов их содержания в большинстве низколегированных и легированных сталей на температуру начала мартенситного превращения Мн может быть просуммировано.

3.2.3. Влияние легирующих элементов на бейнитное превращение

Промежуточное (бейнитное) превращение по своим признакам - кинетики и механизму носит черты как диффузионного, так и бездиффузионного превращения. Специфика промежуточного превращения в том, что оно развивается при температурах, когда скорость диффузии металлических атомов железа и легирующих элементов крайне низкая, а скорость диффузии углерода еще значительна.

Промежуточное превращение в легированных сталях состоит из диффузионного перераспределения углерода в аустените, бездиффузионного g®a-перехода и карбидообразования.

До сих пор нет ни единого мнения относительно того, какой из процессов промежуточного превращения является ведущим.

Кинетика промежуточного превращения характеризуется рядом особенностей. К ним относится наличие инкубационного периода, неполное превращение аустенита в изотермических условиях и сохранение некоторого количества остаточного аустенита.

При разделении перлитного и промежуточного превращений в легированных сталях можно установить верхнюю температурную границу промежуточного превращения – температуру Бн (bs).

Легирование влияет на кинетику промежуточного превращения, хотя и в меньшей степени, чем на перлитное превращение. Так, в некоторых легированных сталях торможение изотермического превращения происходит во всем интервале промежуточного превращения, а в других – лишь при температурах верхней части этой области. В сталях, легированных 2 % Si и Сr, превращение аустенита останавливается по достижении определенного предела даже при самых низких температурах промежуточного превращения. При легировании сталей никелем или марганцем торможение превращения характерно лишь при высоких температурах промежуточного превращения, при более низких температурах аустенит превращается полностью.

Чем выше температура промежуточного превращения, тем выше содержание углерода в остаточном аустените. Содержание углерода в a-фазе, наоборот, растет с понижением температуры промежуточного превращения. Различное влияние температуры промежуточного превращения на содержание углерода в g- и a-фазах обуславливает разный характер карбидообразования при промежуточном превращении. При высоких температурах промежуточного превращения происходит выделение карбидов из g-фазы, а при низких – из пересыщенной a-фазы, причем при высоких температурах из аустенита выделяется карбид цементного типа.

Возможность выделения карбидной фазы из обогащенного углеродом аустенита при промежуточном превращении возрастает по мере повышения содержания углерода в стали, а также при легировании в последовательности: кремний, марганец, хром, никель.

Микроструктура продуктов промежуточного превращения – бейнит. Различают верхний бейнит, имеющий перистое строение, и нижний бейнит, характеризующийся наличием игольчатого строения. Структура нижнего бейнита подобна структуре низкоотпущенного мартенсита. В низкоуглеродистых легированных сталях при высоких температурах промежуточного превращения возможно образование так называемых зернистых структур.

Для промежуточного бейнитного превращения характерно образование микрорельефа на полированной поверхности образца подобно рельефу при образовании мартенсита.

Механические свойства существенно зависят от их структуры. Как правило, верхний бейнит имеет неблагоприятное сочетание механических свойств, низкое сопротивление хрупкому разрушению. Нижний бейнит имеет хороший комплекс механических свойств в ряде случаев превышающий свойства тех же сталей, обработанных путем закалки и отпуска на ту же прочность.

Разработаны бейнитные стали, в которых промежуточное превращение имеет малый инкубационный период, а условия охлаждения обеспечивают подавление выделения доэвтектоидного феррита.

3.2.4. Влияние легирующих элементов на мартенситное превращение

Мартенситное превращение в легированных сталях и сплавах развивается при низких температурах и больших степенях переохлаждения относительно равновесной температуры начала a®g - перехода. При температурах мартенситного превращения полностью подавлены диффузионные перемещения как металлических атомов железа и легирующих элементов, так и металлоидных атомов углерода и азота, поэтому по своему механизму. Мартенситное превращение в сталях и сплавах является бездиффузионным.

Мартенситное превращение может протекать в углеродсодержащих легированных сталях, безуглеродистых легированных сталях, а также бинарных сплавах железо-легирующий элемент. В результате мартенситного превращения обычно образуется пересыщенный твердый раствор на основе a-железа, причем в углеродсодержащих сталях твердый раствор пересыщен в основном углеродом, а в безуглеродистых легированных сталях - легирующими элементами. Содержание углерода и легирующих элементов в мартенсите такое же, как и в исходном аустените.

Кинетика мартенситного превращения в большинстве углеродистых, а также легированных конструкционных и инструментальных сталях носит атермический характер.

Типичная кривая атермического мартенситного превращения приведена на рис.23.

Как правило, атермическое мартенситное превращение происходит в сталях, мартенситная точка Мн которых лежит выше комнатной температуры.

Разновидностью атермического мартенситного превращения является взрывное мартенситное превращение, при котором некоторое количество мартенсита образуется мгновенно при температуре Мн. Взрывное мартенситное превращение наблюдается в железоникелевых сплавах и сталях с мартенситной точкой ниже комнатной температуры.

Рис. 23 - Мартенситная    кривая при    атермическом   характере превращения

В сталях с атермической кинетикой мартенситного превращения наблюдается явление стабилизации аустенита. Если при закалке стали сделать промежуточную выдержку в мартенситном интервале температур, то общее количество мартенсита будет меньше, а количество остаточного аустенита больше, чем в случае непрерывного охлаждения до точки Мн, при этом с увеличением продолжительности выдержки это различие будет расти. После изотермической выдержки в мартенситном интервале образование мартенсита при последующем охлаждении начинается не при этой температуре, а при более низкой, причем чем меньше температура промежуточной выдержки, тем ниже температура, начиная с которой вновь начинается образование мартенсита. Явление стабилизации аустенита может оказаться и при охлаждении стали с непрерывными, но разными скоростями. Так, в легированных сталях мартенситного класса, закаливаемых на воздухе, количество остаточного аустенита намного больше, чем в этих же сталях после закалки в масле или в воде. При этом вследствие того, что углерод является элементом, наиболее сильно понижающим мартенситные точки, в высокоуглеродистых сталях после замедленного охлаждения (например, при ступенчатой закалке) содержание остаточного аустенита может превышать 20 %.

В сплавах на основе Fе-Сr-Ni и Fе-Ni-Мn, имеющих мартенситную точку ниже комнатной температуры, мартенситное превращение может быть полностью подавлено быстрым охлаждением до температуры жидкого азота (-196°С). Мартенситное превращение в таких сплавах идет при нагреве до более высоких температур и носит изотермический характер. Изотермическое мартенситное превращение в этих сплавах может протекать и при ступенчатом охлаждении с изотермическими остановками. Наиболее полно изотермическое мартенситное превращение исследовано в безуглеродистых сплавах железа с 23 % Ni и 3-4 % Мn. В отличие от диффузионного перлитного превращения аустенита мартенситное превращение в изотермических условиях никогда не идет до конца.

Влияние различного рода воздействий на аустенит может в значительной степени влиять на кинетику мартенситного превращения. Деформация аустенита при температурах выше Мн может приводить к образованию мартенсита как в упругой, так и в пластической области. Мартенсит, образующийся при деформации в упругой области, называют мартенситом напряжения, а мартенсит, получающийся под действием пластической деформации, мартенситом деформации. В отличие от них мартенсит, образующийся при охлаждении в мартенситном интервале температур, называется мартенситом охлаждения.

Верхней температурной границей образования мартенсита при пластической деформации является точка Мд, выше которой мартенсит не образуется при любых степенях деформации. Температура Мд всегда лежит ниже точки То, отвечающей равенству свободных энергий аустенита и мартенсита (рис. 24).

                    

Рис. 24 - Влияние температуры на изменение свободной энергии аустенита и мартенсита

Рис.25. Влияние пластической деформации на образование мартенсита при непрерывном охлаждении (а) и в изотермических условиях (б): а - сталь с 1,1 % С и 2,7% Мn; б - сплав Х17Н9

Аустенит, в котором при пластической деформации наблюдается g®a-переход, часто называют метастабильным (по отношению к пластической деформации) аустенитом.

При пластической деформации легированных марганцевых, хромомарганцевых и хромоникелевых сталей может наблюдаться мартенситное превращение g®e®a, при котором образуется промежуточный e-мартенсит с гексагональной плотноупакованной решеткой, который затем может переходить в a-мартенсит с ОЦК решеткой. Такое превращение наблюдается в тех случаях, когда сплавы имеют низкую энергию дефектов упаковки с сильным расщеплением дислокации, которые являются зародышами образования e-фазы с гексагональной решеткой

Влияние пластической деформации аустенита на последующее мартенситное превращение ниже точки Ми зависит от степени деформации. Небольшая пластическая деформация может инициировать мартенситное превращение, наоборот, большая степень деформации приводит к торможению мартенситного превращения как при непрерывном охлаждении, так и изотермическом.

На рис. 25 показано влияние большой пластической деформации (30 %) аустенита на образование мартенсита при охлаждении в стали с 1,1 % С и 2,7 % Мn, а также при изотермических выдержках в сплаве типа Х17Н9. 30%-ная пластическая деформация, хотя и вызвала образование мартенсита порядка 10%, уменьшила общее количество мартенсита, полученное при непрерывном охлаждении, от 70 (без деформации) до 48 % (после деформации). Пластическая деформация на 8 % вызвала увеличение количества мартенсита, полученного в сплаве типа Х17Н9 при изотермических выдержках, тогда как деформация на 17 % уже значительно подавляет изотермическое мартенситное превращение.

Сложное влияние пластической деформации аустенита на мартенситное превращение объясняется, с одной стороны, увеличением числа дефектов кристаллического строения и появлением локальных напряжений, способствующих мартенситному превращению, а с другой стороны, изменением структуры аустенита, затрудняющей когерентное образование и рост мартенситной фазы.

Мартенситное превращение в значительной степени может быть подавлено при фазовом наклепе, возникающем при gÛa-переходах в случае циклического нагрева и охлаждения.

Структура кристаллов мартенсита зависит от температуры мартенситного превращения, т.е. положения точки МН. При низких температурах мартенситного превращения (высокоуглеродистые стали, легированные железоникелевые сплавы с содержанием никеля примерна 30 % и др.) образуется пластинчатый (игольчатый) мартенсит, имеющий форму пластины или линзы. Пластинчатые кристаллы мартенсита имеют двойникованное строение. В средней части такой линзы есть так называемый мидриб, представляющий собой область параллельных двойниковых прослоек. Однако полностью двойникопанное строение пластинчатые кристаллы мартенсита имеют только при очень низких температурах образования (например, сплав 25Н32, Мн = -150°С). В большинстве случаев кристаллы пластинчатого мартенсита двойникованы лишь частично в мидрибе, а в периферийных зонах не содержат двойников. Плотность дислокации в периферийных зонах мартенситного кристалла относительно невелика (109 - 1010, см-2), она сравнима с плотностью дислокации после пластической деформации на 15-30 %.

Первичные кристаллы пластинчатого мартенсита растут в пределах исходного аустенитного зерна и, таким образом, длина их определяется размером аустенитных зерен. Вторичные кристаллы мартенсита растут в аустенитном зерне, разделенном первичными кристаллами на более мелкие участки.

В большинстве легированных конструкционных, а также углеродистых сталей при содержании менее 0,6 % С образуется пакетный мартенсит, иногда называемый реечным или массивным. Пакетный мартенсит состоит из тонких параллельных мартенситных пластин, образующих пакет, имеющий приблизительно одинаковые линейные размеры по всем направлениям.

Плотность дислокации в пластине пакетного   мартенсита весьма высока (1011-1012 см--2). Пакетный мартенсит может быть частично двойникован, однако, в меньшей степени, чем пластинчатый (игольчатый) мартенсит. Двойники в пакетном мартенсите образуются при более низких температурах мартенситного превращения, т.е. вблизи точки Мн.

По мнению некоторых ученых, в формировании пластинчатого мартенсита определяющую роль играет дополнительная (аккомодирующая) деформация двойникованием, а пластинчатого - скольжением. При понижении температура сопротивление скольжению растет в большей степени, чем сопротивление двойникованию, поэтому при низких температурах мартенситного превращения формируется двойникованный мартенсит, а при более высоких - пакетный. В легированных сплавах по мере понижения мартенситной точки морфология мартенсита меняется от пластинчатого к пакетному.

В сплавах на Fe-Mn-C, Fe-Cr-Mn-C основах и других легированных сталях с низкой энергией дефектов упаковки могут образовываться кроме аустенита, a- и e - мартенсит и протекать различные фазовые и структурные превращения, что открывает широкие возможности для получения разнообразных по структуре, свойствам и назначению сплавов. Пример микроструктуры пластинчатого и пакетного мартенсита, а также e-мартенсита приведен на рис. 26.

Исключительно перспективными являются в настоящее время двухфазные (e + g) марганцевые сплавы, содержащие 16-25% Mn. В них наряду с аустенитом присутствует e - мартенсит (решетка ГПУ). При холодной пластической деформации образуется a - мартенсит при одновременном уменьшении количества e - мартенсита (переход e®a). Однако может быть и другая последовательность превращений, а именно, e®g®a. Это обусловлено тем, что e - фаза имеет дефекты упаковки ГЦК, облегчающие ее переход в аустенит при деформации, а из последнего уже образуется a - мартенсит. Еще одной особенностью является то, что e - мартенсит может образовываться в изотермических условиях при температурах ниже Мнg®e. В чистом виде (без предварительного образования e - мартенсита охлаждения) изотермическое образование e - фазы при комнатной и отрицательной температурах наблюдается после многократных g®e - превращениях, в результате которых происходит стабилизация аустенита. Изотермическое g®e - превращение обеспечивает упрочнение сплавов при вылеживании в условиях комнатной температуры и самопроизвольную релаксацию напряжений, что исключает необходимость последующей термообработки для их уменьшения. Сплавы с ГПУ структурой обладают высокой демпфирующей способностью.

Большой практический интерес представляют немагнитные стали типа Г20С2 и Г20К2 на основе e - мартенсита. Легирование V, Nb и N позволяет увеличить количество e - мартенсита до 95% (сталь Г20К2АФБ15). Комбинированными обработками двухфазных e + g сплавов, использующих деформационный наклеп аустенита при различных температурах, прямые и обратные мартенситные превращения, протекающие в процессе самой деформации, получен высокий уровень механических свойств: sВ ³ 1200 МПа, s0,2 ³ 1000 МПа, d ³ 10%.

Рис. 26 -   Микроструктура мартенсита:

а - пластинчатый; б - пакетный; в - e-мартенсит, сталь Г20

3.3. Влияние легирующих элементов на превращения при отпуске закаленной стали

Общие закономерности влияния легирующих элементов на процессы, происходящие при отпуске закаленной стали, а, следовательно, и свойства такой стали после закалки и отпуска, имеют большое значение для практики термической обработки различных конструкционных и инструментальных сталей.

При отпуске закаленной стали протекают процессы распада мартенсита, образования цементита и специальных карбидов, их коагуляция, распад остаточного аустенита, возврат и рекристаллизация матрицы.

Рассмотрим влияние легирующих элементов на отдельные процессы, происходящие при отпуске закаленной стали.

3.3.1. Распад мартенсита

Распад мартенсита включает формирование сегрегаций атомов углерода и легирующих элементов в твердом растворе у дефектов кристаллического строения, образование предвыделений и выделение углерода и легирующих элементов в карбидную фазу. При этом мартенсит углеродистых сталей, имеющий объемно-центрированную тетрагональную (ОЦТ) решетку, переходит в феррит с ОЦК решеткой. В легированной стали начальные стадии распада мартенсита (150-200°С) практически протекают так же, как и в углеродистой стали.

Легирующие элементы слабо влияют на кинетику распада мартенсита до температур отпуска 150-200°С и существенно изменяют ее при более высоких температурах. Карбидообразующие элементы (Сr, Мо, W, V, Nb) сильно замедляют распад мартенсита –

выделение из него углерода. Если в углеродистой стали практически весь углерод выделяется из мартенсита при 250-300°С, то в сталях с карбидообразующими элементами этот процесс сдвигается в сторону более высоких температур (до 400-500°С). Такое влияние этих элементов, очевидно, связано с уменьшением термодинамической активности углерода в растворе, т.е. с увеличением сил связи между атомами углерода и карбидообразующего элемента в растворе.

Некарбидообразующие элементы (Ni, Сu) и слабый карбидообразующий элемент марганец практически не задерживают выделение углерода из мартенсита, а по некоторым данным даже несколько ускоряют этот процесс. Исключение из некарбидообразующих элементов составляет кремний, который заметно задерживает распад мартенсита.

Изложенные закономерности иллюстрируются схемой рис.27, показывающей выделение углерода из мартенсита в карбидную фазу в углеродистой и легированных сталях. Как видно из схемы, карбиды цементитного типа начинают формироваться независимо от легирования при одной и той же температуре (tц). Однако в стали, легированной карбидообразующими элементами, при более высоких температурах цементита образуется меньше, так как большее количество углерода остается растворенным в мартенсите.

Рис. 27 - Схема выделения углерода из мартенсита и углеродистых (1), легированных некарбидообразующими элементами кроме кремния (2) и карбидообразующими  элементами (3) сталях (обобщение по литературным данным)

Если в мартенсите растворены два карбидообразующих элемента, температуры образования специальных карбидов которых различаются, то на кривой 3 будет наблюдаться (штриховая часть кривой 3) второе интенсивное выделение углерода из мартенсита при температуре tк2. При этой температуре возникает специальный карбид второго, более сильного карбидообразующего элемента. Значения температуры для хромистых сталей ориентировочно равны 400-500°С, для ванадиевых и молибденовых 500-550 °С, для ниобиевых и вольфрамовых 550-600°С.

3.3.2 Образование специальных карбидов и их коагуляция

При отпуске мартенсита так же, как и при перлитном превращении, возможны два механизма образования специальных карбидов: через промежуточный карбид-легиро-ванный цементит (механизм “на месте”); путем непосредственного зарождения в твердом растворе.

Механизм зарождения специального карбида из легированного цементита состоит в перестройке его решетки в решетку специального карбида после насыщения цементита легирующим элементом до предела растворимости в нем. Этот механизм предусматривает достаточно высокую растворимость легирующего элемента в цементите, необходимую для образования соответствующего специального карбида. Из всех карбидообразующих элементов только хром имеет высокую растворимость в цементите (до 20%). Молибден и вольфрам растворяются в нем в пределах десятых долей процента, а элементы IV и V групп (V, Nb, Тi, Zr и др.) практически не растворяются в цементите.

Имеющиеся литературные данные показывают, что по механизму “на месте” при отпуске закаленной стали может образовываться карбид хрома типа (Fе,Сr)7С3. В высокохромистых сталях при отпуске по механизму “на месте” возможен также переход (Fе,Сr)7С3 ® (Fе,Сr)23С6.

С повышением температуры отпуска зародившиеся карбиды начинают коагулировать. Для каждой карбидной фазы существует свой температурно-временной интервал коагуляции. Склонность карбидных фаз к коагуляции уменьшается по мере удаления их от цементита в ряду стойкости карбидов. Так, если в углеродистой стали коагуляция цементита начинается при температурах отпуска 350-400°С, то в сталях, легированных карбидообразующими элементами, коагуляция начинается при отпуске 450-600°С.

3.3.3 Распад остаточного аустенита

Распад остаточного аустенита после закалки наряду с мартенситом в стали практически всегда имеется то или иное количество остаточного аустенита. В закаленных конструкционных сталях количество аустенита бывает до 3-5 %, в быстрорежущих сталях оно составляет 20-40%, а в высокохромистых полутеплостойких инструментальных сталях количество остаточного аустенита после закалки может доходить до 60-80%.

При распаде остаточного аустенита на бейнит легирующие элементы (Mn, Cr, Ni, W, Si) повышают температуру отпуска, при которой протекает это превращение. Если в углеродистой стали остаточный аустенит распадается на бейнит при температурах отпуска 200-300°С, то в легированных сталях в зависимости от состава и содержания легирующих элементов для этих целей необходим отпуск при температурах 400-600°С. Кинетика распада остаточного аустенита существенного отличается от кинетики изотермического распада аустенита. Это обусловлено тем, что остаточный аустенит расположен в виде тонких прослоек между кристаллами мартенсита и, следовательно, находится в напряженном состоянии, превращение его в бейнит происходит практически без инкубационного периода. Возникающий бейнит по свойствами структуре близок к продуктам распада мартенсита при данной температуре.

Превращение остаточного аустенита в мартенсит при охлаждении после отпуска может протекать в высоколегированных сталях, для которых характерна диаграмма изотермического распада аустенита с линией выделения избыточных специальных карбидов (рис. 28, штриховая линия). В этом случае в процессе выдержки при температуре отпуска (обычно 500-600 °С) из остаточного аустенита выделяются специальные карбиды типа Ме23С6   и др., остаточный аустенит обедняется углеродом и легирующим элементом, его мартенситная точка становится выше комнатной температуры и при охлаждении в участках остаточного аустенита образуется мартенсит. Иногда (например, в случае быстрорежущей стали) для полного превращения остаточного аустенита в мартенсит требуется 2-4-х кратный отпуск. После такого отпуска твердость стали может быть даже более высокой, чем она была после закалки вследствие появления неотпущенного мартенсита. Поэтому такое явление иногда называют вторичной закалкой или вторичной твердостью.

3.3.4 Возврат и рекристаллизация ферритной матрицы

При отпуске закаленной стали проходят процессы возврата и рекристаллизации, аналогичные протекающим при нагреве холоднодеформированной стали. Различие обусловлено разницей исходной структуры. Плотность дислокации закаленной стали как и холоднодеформированной, высокая (108-1010, мм-2), однако в мартенсите отсутствует ячеистая структура, а дислокации распределены относительно равномерно; для такой структуры характерно множество границ между мартенситными кристаллами. Все это, а также выделение карбидной фазы при отпуске накладывают свои особенности на процессы возврата и рекристаллизации мартенситной матрицы.

По мере повышения температуры отпуска закаленной стали в тонкой структуре происходит перераспределение и аннигиляция дислокаций, выстраивание дислокаций в стабильные стенки, возникновение субзерен, образование полигональной субструктуры и начала рекристаллизации. Температурный интервал каждого из этих процессов и степень его реализации находятся в прямой связи с устойчивостью сегрегаций атомов примесей, типом, количеством и характером выделения карбидных (нитридных) фаз при отпуске и их влиянием на блокирование дефектов кристаллического строения.

3.3.5  Дисперсионное упрочнение

При отпуске закаленной легированной стали протекают два противоположных по влиянию на прочность процесса: разупрочнение вследствие распада мартенсита и упрочнение в результате выделения дисперсных частиц специальных карбидов. Дисперсные карбидные частицы повышают предел текучести стали (твердость, временное сопротивление), так как являются эффективными препятствиями на пути движения дислокации. Эффективность упрочнения обусловливается количественным соотношением процессов разупрочнения и упрочнения.

На рис. 29 приведена схема, иллюстрирующая соотношение процессов разупрочнения и упрочнения при отпуске легированного карбидообразующими элементами мартенсита. Если повышение прочности |+Dsд.ч| в результате выделения дисперсных частиц карбидов (рис.29, кривая 1) превышает разупрочнение |-Dsт.р| твердого раствора при отпуске (рис. 29, кривая 2) при повышении температуры суммарное изменение прочности стали (рис.29, кривая 3) будет характеризоваться наличием пика повышения прочности. Для приведенного случая при  температуре  отпуска  t2  |+Dsд.ч|  > |-Dsт.р|. Если эффект упрочнения будет меньше, чем эффект  разупрочнения, т.е. |+Dsд.ч| < |-Dsт.р|, то на суммарной кривой изменения прочности пика не будет, а будет лишь наблюдаться замедление процесса разупрочнения (рис.29).

Рис. 29 -  Изменение прочности вследствие распада мартенсита (1), из-за выделения дисперсных карбидных частиц (2) и суммарное (3) при отпуске закаленной стали:

                    а - |+Dsд.ч| > |-Dsт.р|;  б - |+Dsд.ч| < |-Dsт.р|

Для дисперсных частиц определенного фазового состава соотношение между упрочнением и разупрочнением, т.е. результирующая прочность, будет зависеть от содержания легирующего элемента, образующего дисперсную упрочняющую фазу. Чем больше такого элемента выделяется в виде дисперсной фазы (при сохранении ее размеров), тем больше упрочнение преобладает над разупрочнением. На рис. 30 показано влияние содержания ванадия на прочность (твердость) стали 40 после закалки и отпуска.

Минимальная концентрация карбидообразующего элемента, при которой упрочнение преобладает над разупрочнением, зависит от содержания углерода и типа образуемого карбида. Так, в низкоуглеродистой стали (0,1-0,15 % С) пик вторичной твердости появляется при 0,1-0,2 % V или 0,08-0,12 % Ni, или 2,5-3,0 % Сr.

Из приведенных примеров видно, что для разных содержаний элементов, образующих дисперсную упрочняющую фазу, кривые изменения прочности однотипны. Они различаются только тем, что при большом количестве дисперсных частиц на кривых наблюдается максимум вторичной твердости, а при малом количестве его нет, но при этом происходит замедление падения прочности. В первом случае явление повышения прочности обычно характеризуют термином дисперсионное твердение, а во втором - термином дисперсионное  упрочнение.  Термин  «дисперсионное  упрочнение»  является

Рис. 30 - Влияние температуры отпуска на твердость стали 40 с разным содержанием ванадия

более общим, так как применим к процессам, при которых выделяется любое количество дисперсных упрочняющих частиц, тогда как термин «дисперсионное твердение» - лишь к процессам с таким количеством частиц, при котором появляется пик вторичной твердости.

Явление дисперсионного упрочнения при отпуске протекает в сталях, легированных сильными карбидообразующими элементами: Cr, Mo, W, V, Nb, Ti, Zr, а также в сталях, в которых упрочняющими фазами являются также нитриды и интерметаллиды.

Необходимо отметить, что пик вторичной твердости может быть обусловлен и превращением при отпуске остаточного аустенита в мартенсит (вторичная закалка).

Зачастую пик вторичной твердости может быть обусловлен и дисперсионным упрочнением и вторичной закалкой. Такое явление наблюдается, например, при отпуске быстрорежущих сталей.

3.3.6 Отпускная хрупкость стали

Конструкционные стали, подвергаемые закалке и отпуску, имеют склонность к отпускной хрупкости.

После отпуска при определенных температурах и условиях наблюдается повышение температуры вязко-хрупкого перехода (рис. 31). На многих сталях охрупчивание наблюдается и по снижению ударной вязкости (рис. 32). Однако изменение температуры перехода является более надежным критерием склонности стали к отпускной хрупкости. Различают два рода отпускной хрупкости (рис. 32).

Отпускная хрупкость I рода, или необратимая, проявляется при отпуске около 300°С, и отпускная хрупкость II рода, или обратимая, обнаруживается после отпуска выше 500°С.

Необратимая отпускная хрупкость (I рода) присуща практически всем сталям, углеродистым и легированным, после отпуска в области температур 250-400°С. Повторный отпуск при более высокой температуре (400-500 °С) снимает хрупкость, и сталь становится к ней не склонной даже при отпуске вновь в район опасных температур. В связи с этим эта хрупкость получила название необратимой. Этот род хрупкости не зависит от скорости охлаждения после отпуска.

Легирующие элементы, за исключением кремния, не влияют существенно на развитие хрупкости I рода. Кремний сдвигает интервал развития хрупкости в область более высоких температур отпуска (350-450°С). Высокотемпературная термомеханическая обработка (ВТМО) уменьшает склонность к отпускной хрупкости (см. рис. 32). На практике для исключения охрупчивания стали избегают проведения отпуска в области опасных температур.

                                               

Рис. 31 -  Влияние температуры испытания на переход стали 37ХНЗА из вязкого состояния в хрупкое:

1 - закалка; сталь склонна к отпускной хрупкости; 2 - ВТМО; сталь не склонна к отпускной хрупкости

Рис. 32 - Влияние температуры отпуска стали 37ХНЗА на ударную вязкость и твердость:

1 - закалка; сталь склонна к отпускной хрупкости; 2 - ВТМО; сталь не склонна к отпускной хрупкости

Хотя природа необратимой отпускной хрупкости стали окончательно не установлена, считается, что наиболее вероятной причиной охрупчивания является выделение карбидных фаз по границам зерен на начальных стадиях распада мартенсита. Вследствие этого создается неоднородное состояние твердого раствора, возникают пики напряжений, и сопротивление разрушению по границам заметно меньше, чем по телу зерна, происходит межкристаллитное разрушение.

Обратимая отпускная хрупкость (II рода) в наибольшей степени присуща легированным сталям после высокого отпуска при 500-650 °С и медленного охлаждения от температур отпуска. При быстром охлаждении после отпуска (в воде) вязкость не уменьшается, а монотонно возрастает с повышением температуры отпуска. Отпускная хрупкость усиливается, если сталь длительное время (8- 10 ч) выдерживается в опасном интервале температур.

Отпускная хрупкость II рода может быть устранена повторным высоким отпуском с быстрым охлаждением и вызвана вновь высоким отпуском с последующим медленным охлаждением. Поэтому такую отпускную хрупкость называют обратимой. Развитие обратимой отпускной хрупкости не сопровождается какими-либо изменениями других механических свойств, а также видимыми при световой и электронной микроскопии структурными изменениями. Лишь при травлении шлифов поверхностно-активными реактивами наблюдается повышенная травимость по границам аустенитных зерен. По этим границам происходит и межзеренное хрупкое разрушение.

Легирование стали Сr, Ni, Мn усиливает отпускную хрупкость. Особенно сильно охрупчивается сталь при совместном легировании Сr+Ni, Сr+Мn, Сr+Мn+Si и др.

Введение до 0,4-0,5 % Мo и до 1,2-1,5 % W уменьшает, а иногда полностью подавляет склонность стали к обратимой отпускной хрупкости; при более высоком содержании этих элементов хрупкость вновь усиливается.

В последние годы достоверно установлена связь обратимой отпускной хрупкости с обогащением границ зерен примесями, в первую очередь фосфором и его химическими аналогами: сурьмой, мышьяком, а также оловом. По степени влияния на охрупчивание элементы располагаются в ряд Sb, Р, Sn, Аs, где наиболее сильное влияние оказывает сурьма. Так, содержание сурьмы 0,001 % уже вызывает значительное развитие хрупкости, повышая порог хладноломкости после окрупчивающего отпуска почти на 100 °С. При таких же содержаниях фосфор смещает порог хладноломкости на 40 °С. С помощью методов электронной микроскопии (Оже-спектроскопия, метод обратного расстояния быстрых ионов) проведена оценка сегрегации указанных примесей на границах зерен. Установлено, что сегрегация примесей в приграничных участках превышает объемную концентрацию этих элементов в 100-1000 раз, а толщина приграничного слоя сегрегации составляет лишь несколько атомных слоев (до 1-2 нм).

Исследованиями этими же методами выявлена значительная сегрегация на границах зерен легирующих элементов (Cr, Ni, Mn и др.), которые значительно увеличивают термодинамическую активность примесей и их приток к границам. Мо и W при оптимальных содержаниях не сегрегируют к границам. Вследствие падения поверхностной энергии межзеренного сцепления более чем на порядок происходит разрушение стали по границам аустенитных зерен.

Разработаны и нашли широкое практическое применение методы борьбы с обратимой отпускной хрупкостью:

1. Легирование стали молибденом (0,2-0,4 %) или его аналогом вольфрамом в количестве 0,6-1,2%.

2. Ускоренное охлаждение (вода или масло) после высокого отпуска.

3. Снижение содержания вредных примесей, особенно фосфора.

Необходимо также отметить, что применение вместо обычной закалки высокотемпературной термомеханической обработки (ВТМО) позволяет подавить склонность, как к необратимой, так и к обратимой отпускной хрупкости (см. рис. 32). Причина такого влияния ВТМО состоит в том, что при такой обработке увеличивается протяженность границ благодаря образованию зубчатых большеугловых границ и развитой структуры, вследствие чего уменьшается сегрегация примесей и возрастает прочность межзеренного сцепления.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

  1.  Гольдштейн М.И. Специальные стали: Учеб. для вузов / М.И. Гольдштейн, С.В. Грачев, Ю.Г. Векслер. - М.: Металлургия, 1985. - 408 с.
  2.  Ляхович Л.С. Специальные стали: Учеб. пособие для вузов / Л.С. Ляхович. - Минск: Высш. шк, 1985. - 208 с.
  3.  Меськин В.С. Основы легирования стали / В.С. Меськин. – М.: Металлургиздат, 1959. - 688 с.
  4.  Гудремон Э. Специальные стали: В 2 т. / Э. Гудремон. - М.: Металлургиздат, 1959. - Т. 1. - 1938 с.; 1960. -Т. 2. - 1638 с.
  5.  Гуляев А.П. Металловедение: Учебник для вузов / А.П. Гуляев. - М.: Металлургия, 1986. - 544 с.
  6.  Курдюмов Г.В. Превращения в железе и стали / Г.В. Курдюмов, Л.В. Утевский, Р.И. Энтин. - М.: Наука, 1977. – 237 с.
  7.  Лившиц Б.Г. Металлография: Учебник для вузов / Б.Г. Лившиц. – М.: Металлургия, 1990. – 236 с.
  8.  Бокштейн С.З. Строение и свойства металлических сплавов / С.З. Бокштейн. – М.: Металлургия, 1971. – 494 с.
  9.  Винокур Б.Б. Легирование машиностроительной стали / Б.Б. Винокур, Б.Н. Бейнисович, А.Л. Геллер, М.Э. Натансон. – М. – Металлургия, 1977. – 200 с.
  10.  Браун М.П. Микролегирование стали / М.П. Браун. – Киев: Наук. думка, 1982. – 303 с.
  11.  Вязников Н.Ф. Легированная сталь /Н.Ф. Вязников. – М.: Металлургиздат, 1963. – 271с.
  12.  Новиков И.И. Теория термической обработки металлов: Учебник для вузов /И.И. Новиков. – М.: Металлургия, 1986. – 480с.
  13.  Блантер М.Е. Теория термической обработки: Учебник для вузов /М.Е. Блантер. – М.: Металлургия, 1984. – 328с.
  14.  Садовский В.Д. Структурная наследственность в стали / В.Д. Садовский. – М.: Металлургия, 1973. – 208с.


 

А также другие работы, которые могут Вас заинтересовать

17778. ЗАГАЛЬНА ФІЗІОЛОГІЯ РЕГУЛЯЦІЇ ФУНКЦІЙ ОРГАНІЗМУ 3.29 MB
  загальна фізіологія регуляції функцій організму. 1. Біологічна регуляція її види і значення. Контур біологічної регуляції. Роль зворотнього зв’язку в регуляції. Біологічна регуляція – процес взаємодії елементів організму спрямований на отримання пристосувального ...
17779. НЕРВОВА ТА ГУМОРАЛЬНА РЕГУЛЯЦІЯ ВЕГЕТАТИВНИХ ФУНКЦІЙ ОРГАНІЗМУ 1.15 MB
  НЕРВОВА ТА ГУМОРАЛЬНА РЕГУЛЯЦІЯ ВЕГЕТАТИВНИХ ФУНКЦІЙ ОРГАНІЗМУ. Вегетативні функції – функції внутрішніх органів гладеньких м’язів судин та обмін речовин. 17. Загальний план будови автономної нервової системи. Вегетативні рефлекси їх рефлекторні дуги. Вегетат
17780. ФІЗІОЛОГІЯ ТРАВЛЕННЯ 1.06 MB
  фізіологія травлення. 1. Загальна характеристика системи травлення. Травлення в ротовій порожнині. Жування ковтання. ...
17781. ФІЗІОЛОГІЯ КРОВІ 756 KB
  фізіологія крові. 1. Загальна характеристика системи крові. Склад і функції крові. Поняття про гомеостаз. Кров циркулююча – знаходиться в стані активно...
17782. ФІЗІОЛОГІЯ КРОВООБІГУ 2.43 MB
  фізіологія кровообігу. 1. Загальна характеристика системи кровообігу. Фактори які забезпечують рух крові по судинах його спрямованість та безперервність. В залежності від потреби
17783. Фізіологія дихання, енергетичного обміну, терморегуляції 1.28 MB
  фізіологія дихання енергетичного обміну терморегуляції. Загальна характеристика системи дихання. Основні етапи дихання. Біомеханіка вдиху і видиху. Дихання – процес обміну газів О2 та СО2 між атмосферним повітрям та тканинами організму. ...
17784. Фізіологія виділення 124 KB
  Нирки являються основним органом системи виділення, так як тільки він виділяючи з організму в великій кількості продукти азотистого обміну, підтримують їх концентрацію в крові на певному рівні. Участь в цьому процесі шкіри, травного каналу та їх залоз недостатньо.
17785. Применение Excel для обработки данных 48 KB
  Лабораторная работа № 1 Применение Excel для обработки данных Зависимость представлена квадратической параболой .1 Самостоятельно сформировать тестовый пример задав коэффициенты для уравнения 1 в виде произвольных констант. Заполнить след...
17786. Координатна вісь, або одновимірний простір 2.03 MB
  ЛЕКЦІЯ 1 Координатна вісь або одновимірний простір Візьмемо пряму лінію і задамо на ній додатний напрям звичайно його показують стрілкою. Тоді протилежний напрям буде від'ємним. Напрямлена пряма називається віссю. Якщо на осі вибрати довільну точку обліку О і масшт...