8.1. Влияние легирующих элементов на равновесную структуру сталей

В современном машино- и приборостроении широкое применение находят стали, в которых помимо железа, углерода и постоянных примесей содержатся специально вводимые добавки других элементов, чаще всего металлов. Эти добавки принято называть легирующими элементами; а стали соответственно легированными сталями.

В качестве легирующих элементов наиболее часто используют следующие: Сr, Ni, Mn, Si, Mo, W, V, Ti, Nb. Реже используются Co, Al, Cu, В и некоторые другие.

Почти все легирующие элементы изменяют температуры полиморфных превращений железа, температуру эвтектоидной и эвтектической реакций и влияют на растворимость углерода в аустените. Некоторые легирующие элементы способны, как и железо, взаимодействовать с углеродом и азотом, а также между собой или с железом, образуя промежуточные фазы  интерметаллиды.

Как было показано ранее, температуры равновесных превращений, совершающихся в железе и сталях в твердом состоянии, принято обозначать буквой А с соответствующим индексом. Температуры фазового равновесия указаны на диаграмме состояния Fe – Fе₃С, поэтому обозначения связаны с линиями этой диаграммы (см. рис. 58).

Эвтектоидную температуру (линия PSK) обозначают А₁, температуру магнитного превращения (линия МО)  А₂, температуру линии GS  А₃, температуру полиморфного превращения Fe_  Fe_ (линия NJ)  А₄, температуру линии SE  А_ст.

Вследствие гистерезиса температуры превращений при нагреве всегда выше соответствующих температур при охлаждении, поэтому введена дополнительная индексация: при нагреве  индекс с, при охлаждении  индекс r.

Магнитное превращение не имеет гистерезиса.

Легирующие элементы при введении в сталь могут:

• образовывать с железом твердые растворы;

• растворяться в цементите, замещая атомы железа в решетке цементита, т. е образовывать так называемый легированный цементит или самостоятельные специальные карбиды;

• образовывать (при высоком содержании) с железом интерметаллические соединения.

Влияние легирующих элементов на полиморфные превращения железа

Все элементы, за исключением углерода, азота, водорода и отчасти бора, образуют с железом твердые растворы замещения. Растворяясь в железе, они влияют на положение точек А₃ и A₄, определяющих температурную область существования α- и -железа.

Легирующие элементы по влиянию на температурную область существования полиморфных модификаций железа можно разделить на две группы.

К элементам первой группы относятся никель и марганец, кобальт, палладий, платина; они понижают точку А₃ и повышают точку A₄. В результате этого на диаграмме состояния железо  легирующий элемент наблюдается расширение области -фазы и сужение области существования α-фазы (рис. 72, а). Сплавы, имеющие концентрацию легирующего элемента больше указанной на рис. 72, а (точка n), не испытывают фазовых превращений ⇄α и при всех температурах представляют собой твердый раствор легирующего элемента в -железе. Такие сплавы называются аустенитными.

Сплавы, частично претерпевающие превращение ⇄α, называют полуаустенитными.

Элементы второй группы (Сr, W, Mo, V, Si, A1 и др.) понижают точку А₄ и повышают точку А₃. Это приводит к тому, что при определенной концентрации легирующих элементов (см. точку m на рис. 72, б) критические точки, а точнее их интервалы А₄ и А₃, сливаются и область -фазы полностью замыкается. При содержании легирующего элемента, большем, чем указано на рис. 78, в (точка m), сплавы при всех температурах состоят из твердого раствора легирующего элемента в α-железе. Такие сплавы называют ферритными, а сплавы, имеющие лишь частичное превращение, α ⇄  полуферритными.

Влияние легирующих элементов на свойства феррита и аустенита

Легирующие элементы, растворенные в феррите, повышают его предел прочности (рис. 73, а), не изменяя существенно относительного удлинения (рис. 73, б), за исключением марганца и кремния при содержании их > 2,5  3,0 %.

Рис. 72. Схемы влияния легирующих элементов на полиморфизм железа

Наиболее сильно упрочняют феррит, кремний, марганец и никель. Остальные элементы сравнительно мало изменяют прочность феррита.

Легирующие элементы при введении их в сталь в количестве > 1  2 % снижают ударную вязкость (см.рис. 73, в), а при более высоком содержании повышают порог хладноломкости. Исключение составляет никель, который, упрочняя феррит, одновременно увеличивает его ударную вязкость и понижает порог хладноломкости. Этим объясняются высокие вязкие свойства сталей, содержащих никель.

Легирующие элементы, растворяясь в -железе, повышают прочность аустенита при нормальной и высоких температурах. Для аустенита характерен низкий предел текучести при сравнительно высоком пределе прочности. Аустенит парамагнитен, обладает большим коэффициентом теплового расширения. Аустенит легко наклёпывается, т. е. быстро и сильно упрочняется под действием деформации.

а б

в

Рис. 73. Влияние легирующих элементов на временное сопротивление разрыву (а), относительное удлинение (б) и ударную вязкость (в) феррита

Карбидная фаза в легированных сталях. По отношению к углероду легирующие элементы следует распределить на три группы:

• графитизирующие элементы: кремний, никель, медь и алюминий (эти элементы находятся в твердом растворе);

• нейтральные: кобальт, который в стали не образует карбидов и не вызывает графитизации;

• карбидообразующие расположены в следующем порядке по возрастающей степени сродства к углероду и устойчивости карбидных фаз: Fe → Mn → Cr → Мо → W → V → Zr → Ti.

Активность этих элементов как карбидообразователей тем сильнее, а устойчивость карбидов против диссоциации и растворения при нагреве в аустените тем больше, чем менее достроена электронная d-подгруппа соответствующего металла переходных групп.

При введении, например, ванадия в сталь, содержащую хром и молибден, более сильный карбидообразующий элемент ванадий при отсутствии достаточного количества углерода отнимает его сначала от карбида хрома, а затем от карбида молибдена. Хром и молибден в этом случае переходят в твердый раствор.

При малом содержании в стали таких карбидообразующих элементов, как Мn, Сr, W и Мо, последние растворяются в цементите, замещая в нем атомы железа. Состав цементита в этом случае может быть выражен формулой (Fe, М)₃С, где М  легирующий элемент. Так, при растворении марганца в цементите образуются карбид (Fe, Mn)₃C, при растворении хрома – карбид (Fe,Cr)₃C.

Марганец может заместить в решетке цементита все атомы железа (Fe₃C → Mn₃C), хром – до 25 % (ат.), молибден до 3 % (ат) и вольфрам лишь до 0,8  1,0 % (ат.). Более сильные карбидообразующие элементы (Ti, V, Nb, Zr) практически не растворяются в цементите и образуют самостоятельные специальные карбиды.

При повышенном содержании хрома, вольфрама, молибдена в зависимости от содержания углерода в стали могут образовываться специальные карбиды.

Карбиды, образующиеся в легированных сталях, можно разделить на две группы. К первой группе относятся карбиды типа М₃С, М₇С₃, М₂₃С₆ и М₆С (М₄С), имеющие сложные кристаллические решетки. Карбиды этой группы сравнительно легко растворяются в аустените при нагреве.

Ко второй группе относятся карбиды типа МС: VC, TiC, NbC, TaC, в которых атомы металла расположены по типу кубической решетки; WC, в котором атомы металла расположены по типу объемноцентрированной кубической решетки; W₂C и Мо₂С, в которых атомы металла расположены по типу гексагональной решетки. Эти карбиды относятся к фазам внедрения. В отличие от карбидов первой группы, фазы внедрения в реальных условиях нагрева стали почти не растворяются в аустените. Фазы внедрения, как указывалось выше, обладают наиболее высокой твердостью и высокой температурой плавления. Чем дисперснее частицы карбидов в стали, тем выше ее прочность и твердость, так как частицы этих фаз повышают сопротивление пластической деформации.

Интерметаллические соединения. При высоком содержании легирующие элементы образуют с железом или друг с другом интерметаллические соединения. Примером таких соединений могут служить Fe₇Mo₆, Fe₇W₆, Fe₃Nb₂, Fe₃Ti и др. Некоторые интерметаллические соединения относятся к фазам Лавеса (Fe₂Nb, Fe₂W, Fe₂Mo, Cr₂Ti и др.). В сплавах Fe  Сr и Fe – V образуется твердая и хрупкая σ-фазы, отвечающие соединению FeCr и FeV. В сплавах Fe  Сr  Мо (8  27 % Сr и > 5 % Мо), Fe  Cr  Ni  Мо (23 % Мо) может образовываться хрупкая χ-фаза состава Fe₃CrMo (Fe₃₆Cr_I2Mo₁₀).

Наибольшее значение интерметаллидные фазы играют в малоуглеродистых железных сплавах, где их используют для получения эффекта дисперсионного твердения. σ- и χ-фазы охрупчивают сплав, поэтому их присутствие нежелательно.