Легування - основний спосіб отримання сталей і сплавів з необхідними властивостями.

РЕФЕРАТ

Пояснювальна записка до дипломної роботи: 95 с., 11 рис., 7 табл., 25 джерел.

Об’єкт розробки – технологія легування сталі ніобієм та молібденом.

Мета роботи – розробка заходів щодо підвищення споживчих властивостей сталі легованої ніобієм та молібденом.

Проведено аналіз літературних даних про властивості і сфери використання сталей легованих ніобієм та молібденом. Розглянуто особливості технології виплавки сталей легованих ніобієм та молібденом.

Результати роботи дають інформацію про сфери застосування та переваги використання таких легуючих елементів як ніобій та молібден, про їх вплив на властивості сталі та розширення ринків її збуту.

 

ЛЕГУВАННЯ, СПЕЦСТАЛЬ, ДІАГРАМА СТАНУ, НІОБІЙ, МОЛІБДЕН.

 

Зміст

Вступ 6 1 Аналітична частина 7

1.1 Легування - основний спосіб отримання сталей і сплавів з

необхідними властивостями. 7

1.2 Класифікація легованих сталей 13

1.3 Маркування легованих сталей 18

1.4 Дефекти легованих сталей 20

1.5 Ринок молібдену для легування 32

2 Спеціальна частина 35

2.1 Діаграма стану Fe – C 35

2.2 Вплив ніобію на властивості сталі 38

2.3 Легування ніобієм рідкої сталі 52

2.4 Вплив молібдену на властивості сталі 55

2.5 Молібден у виробництві та обробці сталі 67

3 Охорона праці 72

3.1 Аналіз умов праці в електросталеплавильному виробництві 73

3.2 Виробнича санітарія і гігієна праці 75

3.3 Техніка безпеки в електросталеплавильному виробництві 79

3.4 Пожежна безпека в електросталеплавильному виробництві 81

4 Екологічна частина 83

4.1 Захист атмосфери від шкідливих викидів 84

електросталеплавильного виробництва

4.2 Захист природніх водойм від забруднення 86

стічними водами електросталеплавильного виробництва

4.3 Зменшення шкідливих викидів технологічним шляхом 88

Висновки 89

Бібліографічний список 93

ВСТУП

 

 

В теперішній час необхідність у спецсталях відчувають практично всі галузі промисловості. Сьогодні у всьому світі прослідковується тенденція підвищення вимог до якості металопрокату і металовиробів з одночасним зниженням ресурсоспоживання (зменшення металоємності, економне легування сталей і сплавів дефіцитними добавками і ін.). На лице наступна залежність: чим вищі вимоги до якості металовиробів і зниженню їх металоємності, тим більший рівень використання термічної, хіміко-термічної і термомеханічної обробки, необхідної для підвищення якості

металопродукції і надання їй особливих властивостей.

Головною тенденцією сталеплавильної промисловості сьогодні стає «модернізація» сталі за рахунок легування різноманітними добавками, так і впровадження сучасних способів контрольованої прокатки і термічної обробки продукції. Споживчі властивості, які досягаються в результаті таких методів, ставлять спецсталь на перше місце серед відомих матеріалів.

Розробка нових видів сталей потребує чималих фінансових коштів, розвиненої наукової бази, участі великої кількості спеціалістів.

Легування – це однин з найбільш перспективних напрямків підвищення техніко-економічної ефективності металургійної промисловості. Легування дозволяє отримати конструкціїні, жароміцні, швидкоріжучі, корозійностійкі, мартенситно-старіючі та інші сталі. Серед легуючих елементів, які використовуються для отримання спеціальних високоякісних сталей і сплавів, все більшого значення набувають ніобій і молібден. Ніобійвміщуючі нержавіючі і жаростійкі сталі застосовуються для хімічної і нафтопереробної апаратури, в літакобудуванні і реактивній техніці, при виробництві газових турбін, для потреб ядерної техніки і т.д.

Тому сталі, які легують ніобієм і молібденом затребувані в різних газулях промисловості, а рішення питань удосконалення їх виплавки актуальне.

АНАЛІТИЧНА ЧАСТИНА

 

Маркування легованих сталей

У країнах СНД і Україні леговану сталь маркують поєднанням цифр і букв, наприклад ХАГ, 9ХС, 4Х8В2, 18Х2Н4ВА і т.д. При такому маркуванні перші одна або дві цифри показують на вміст у сталі вуглецю в десятих або сотих частках відсотка, потім йдуть літери, що позначають введені в сталь легуючі елементи, процентний вміст яких вказується цифрами (округлене у цілих одиницях), що йдуть слідом за літерами відповідного елемента.

Для легуючих елементів прийняті наступні позначення:

А (не на початку і не в кінці маркування) - азот;

Б - ніобій;

В - вольфрам;

Г - марганець;

Д - мідь;

Е - селен;

К - кобальт;

М - молібден;

Н - нікель;

П - фосфор;

Р (не на початку маркування) - бор;

С - кремній;

Т - титан;

Ф - ванадій;

Х - хром;

Ц - цирконій;

Ю - алюміній.

Таким чином, ХВГ – інструментальна хромомарганцевовольфрамова сталь з ~ 1% C, 1% Cr, 1% W, 1% Mn; 9XC - також інструментальна сталь з 0,9% С, 1% Cr, 1% Si; 4X8B2 - штампова хромовольфрамова сталь з 0,4% C, 8% Cr, 2% W; 18X2H4BA - машинобудівна хромонікельвольфрамова сталь з 0,18% C, 2% Cr, 4% Ni 1% W. Буква А в кінці маркування вказує на те, що ця сталь по хімічному складу є високоякісною.

Крім описаного для легованої сталі деяких марок, застосовують маркування, яке не відображає хімічного складу сталі, наприклад, швидкоріжучу сталь маркують буквою Р (від слова «рапід» - швидкий), шарикопідшипникову - Ш; магнітну - Е; автоматну - А і т.д.

Крім того, в нашій промисловості застосовуються сталі, які маркують літерами ЕІ (або ЕП) і цифрами, наприклад ЕІ69, ЕІ142, ЕІ437 і т.д. Це - експерементальні сталі, виплавлені у виробничих умовах і які освоюються промисловістю.

 

 

Дефекти легованих сталей

При виробництві сталей і сплавів слід враховувати, що, незважаючи на їхні переваги, які полягають у високому комплексі властивостей, підвищеній прокалюваності, меншою критичною швидкістю гартування, вони мають і суттєві недоліки, які полягають у ряді властивих їм специфічних дефектів. Ці дефекти необхідно враховувати при термічній, хіміко-термічній та механічній обробках, а також у процесі експлуатації сталей і сплавів. До специфічних дефектів належать: флокени, відколи, шиферний і кам'яноподібний злам, пористість, плямиста ліквація, дендритна ліквація, волосовини і інші.

а) Флокени:

Флокенами називаються дрібні внутрішні тріщини, що з'являються у деяких марок кованої або катаної легованої сталі перлітного і перлітно-мартенситного класу. Флокени зазвичай розташовуються в центральній зоні сталевих заготовок і мають напрям головним чином за течією металу при гарячій деформації, тобто вздовж волокон сталі.

На травлених макрошліфах флокени виявляються у вигляді волосних тріщинок довжиною в кілька міліметрів, а в зламі сталі виділяються у вигляді світлих, сріблясто-білих плям овальної або округлої форми, що віддалено нагадують пластівці снігу (по-німецьки «флокени» - пластівці, звідки і пішла назва цієї вади).

Як і всякі тріщини, флокени сильно знижують механічні властивості сталі, оскільки зменшують робочий перетин сталевих виробів і є гострими внутрішніми надрізами, в яких зосереджуються напруги і починається руйнування металу.

У наш час є багато досліджень, які доводять, що причина утворення флокенів – присутність в сталі підвищеної кількості водню (вище 0,0008%). Наприклад, якщо рідку сталь піддати продувці воднем, то в ній з'являються флокени, якщо ж при продувці використовувати якийсь інший газ (азот, аргон тощо), - флокни не виявляються.

За сучасними поглядами механізм утворення флокенів під впливом водню полягає в тому, що розчинність водню в залізі з зниженням температури різко падає, особливо в момент переходу Feγ→ Feα. Тому при охолодженні сталі наявний в ній водень виділяється з твердого розчину і зосереджується в дрібних порах, на стиках зерен сталі, на кордонах мозаїчних блоків і т.д., переходячи з атомарного стану в молекулярний. У молекулярному стані водень втрачає здатність до дифузії у твердій сталі і, поступово накопичується в осередках виділення, створюючи величезні тиски, які перевищують міцність сталі і викликають появу в сталевих виробах внутрішніх тріщин – флокенів. При цьому передбачається, що поряд з тиском водню на утворення флокенів впливають термічні, структурні та інші напруги, а також різного роду дефекти: дендритна ліквація, бульбашки, пори і т.д.

Флокени найчастіше з'являються при швидкому (прискореному) охолодженні сталевих поковок, особливо в області 250 – 20º С. Якщо в цьому інтервалі температур сталь охолоджувати повільно, то флокени можуть і не утворюватися. Пояснюється це тим, що у легованої сталі ряда марок при прискореному охолодженні аустеніт переохолоджується і нижче 250° С зазнає мартенситного перетворення. Розчинність водню в Feαзначно нижча, ніж у Feγ, тому при переході аустеніту в мартенсит відбувається бурхливе виділення водню, що призводить до появи флокенів.

Утворення флокенів в області температур мартенситного перетворення полегшується ще й тим, що внаслідок дендритной ліквації при охолодженні сталі перехід Feγ→ Feα відбувається не одночасно по всьому об'єму сталі: у місцях з високим вмістом вуглецю, наприклад в міжосних просторах дендритів, при температурі перлітних перетворень аустеніт не розпадається на ферито-цементитну суміш, а переохолоджується до температури мартенситного перетвореня. Це створює великі об'ємні напруги. Які збільшують можливість утворення флокенів в тендітній мартенситній структурній складовій.

«Воднева» теорія утворення флокенів в даний час загальновизнана, хоча на багато питань, пов'язаних з механізмом руйнування, ця теорія не дає чітких відповідей. Наприклад, вважається, що водень, накопичуючись в окремих ділянках, створює тиск, що перевищує міцність сталі, але невідомо, чому на поверхні флокенів метал не накльопується, не спотворюється атомнокрсталітна решітка заліза і т.д.

Для попередження утворення флокенів приймають низку заходів при виплавці, куванні і термічній обробці сталі. Наприклад, для видалення вологи та зменшення попадання водню в сталь перед завантаженням у плавильні агрегати прожарюють всі присадні матеріали, використовують добре просушені ковші і т.д. Дуже ефективний спосіб зменшення вмісту водню в сталі та попередження появи флокенів – плавка і розливання сталі у вакуумі.
При куванні та прокатці флокеночуттєвої сталі для видалення водню заготовки нагрівають при можливо більш високій температурі і по можливості більш тривалий час. Гарячу обробку закінчують при високій температурі і заготовки охолоджують за графіком зазвичай дуже повільно в області температур перлітного і мартенситного перетворень. Іноді в процесі охолодження дається ізотермічна витримка при температурі мінімальної стійкості аустеніту, що значно знижує можливість утворення флокенів. При ізотермічному розпаді аустеніту перехід Feγ→ Feαвідбувається протягом тривалого часу, тому виділення водню відбувається повільно, поступово і не викликає небезпечних напруг. Крім того, ізотермічне перетворення протікає при такій температурі, при якій метал ще володіє достатньою пластичністю, що також зменшує небезпеку появи флокенів.

У деяких випадках для видалення водню флокеночуттєву сталь піддають спеціальному відпалу. Оскільки швидкість дифузії водню в решітці Feαв ​​сотні разів більше швидкості дифузії в більш щільній решітці Feγ, поковки сталі після охолодження з ізотермічною витримкою знову нагрівають до

680°С і при цій температурі витримують кілька годин, а потім повільно охолоджують до температури цеху. Розчинність водню в Feαзначно менша, ніж у Feγ, тому при відпалі з тривалою витримкою при температурі на декілька градусів нижче точки перлітного перетворення водень видаляється зі сталі, набагато повніше, ніж при повному відпалі з витримкою при температурі вище критичної точки (в області Feγ).

Сталь під впливом повільного охолодження після кування або спеціального відпалу для видалення водню набуває «імунітет», і при подальшій гарячій обробці флокени вже не утворюються, незалежно від швидкості охолодження.

При контролі сталі на флокени із сталевих заготовок вирізують темплети, які після шліфування й полірування піддають спеціальному травленню на виявлення флокенів. Флокени можна виявити також за допомогою прозвучування сталевих заготовок або деталей на ультразвуковому дефектоскопі. При дослідженні необхідно враховувати, що флокени часто виникають не відразу після охолодження заготовок, а через певний проміжок часу, який називається інкубаційним періодом флокеноутворення і триває інколи кілька діб. У деяких випадках великі заготовки з виявленими в них флокенами перековують на заготовки більш тонкого перетину, так як при достатньому обтисненні флокени заварюються і в кованих або катаних, виробах діаметром менше 50 мм зазвичай не виявляються.

Найбільш чутлива до флокенів доевтектоїдна сталь перлітного і перліто-мартенситного класів: хромонікелева, хромонікельвольфрамова, хромонікельмолібденова та інші сталі, що мають низьку критичну швидкість загартування. Іноді флокени спостерігаються в деяких марках високовуглецевої легованої сталі перлітного класу, наприклад в шарикопідшипниковій, магнітній і т.п. У сталі феритного, карбідного і аустенітного класів, а також в литих (не кованих) виробах флокени не утворюються. На флокеночуттєвість сталі має великий вплив спосіб виплавки. Наприклад, основна сталь більш флокеночуттєва, ніж кисла; флокени рідше спостерігаються в електросталі, ніж у мартенівській, і т.д.

б) Відпускна крихкість:

Другий, дуже істотний, дефект середньовуглецевої легованої сталі деяких марок - відпускна крихкість - різке зниження ударної в'язкості загартованої сталі при повільному охолодженні після високого відпуску. Відпускна крихкість часто спостерігається у хромистої і марганцевистої доевтектоїдних сталей (особливо з підвищеним вмістом фосфору), а в сталі з кількома легуючими елементами найбільш яскраво цей дефект проявляється в хромомарганцевистій, хромокремністій, кремніймарганцевистій, хромонікелевій і тому подібних марках машинобудівної сталі складного складу. Наприклад, в хромонікелевій сталі після повільного охолодження при високому відпуску ударна в'язкість іноді дорівнює 1 – 2 кгм/см2, а після швидкого – 15 – 20 кгм /см2при тих же значеннях твердості, міцності, подовження, служіння і т.д.

Відпускну крихкість сталі називають оборотною, тому що вона має відому оборотність: якщо сталь, що отримала відпускну крихкість в результаті повільного охолодження після високого відпуску, знову нагріти до температури відпускної крихкості і швидко охолодити, то вона втрачає крихкість і стає в'язкою. І навпаки, якщо в'язку сталь (швидко охолоджену після високого відпуску) знову нагріти в області температур відпускної крихкості і охолодити повільно, то вона стає крихкою.
Різні легуючі елементи на різній стадії знижують ударну в'язкість сталі при повільному охолодженні після високого відпуску, тобто сталь різного хімічного складу має різну ступінь чутливості до швидкості охолодження після високого відпуску. Ступінь чутливості сталі до відпускної крихкості виражається у вигляді коефіцієнта α:

α = , (1.1)

де ak (масло) - ударна в'язкість сталі, швидко охолодженої після відпуску;
аk (піч) - ударна в'язкість сталі, охолодженої після відпуску повільно.
Цей коефіцієнт може коливатися від 1 до 20, тобто ударна в'язкість у деяких сортів легованої сталі при повільному охолодженні після високого відпуску може понизитися в 20 разів. Виділяють дві зони крихкості: перша зона необоротна крихкість або крихкість 1-го роду – при відпуску в області 250 - 350° С спостерігається у легованої і у простої вуглецевої (нелегованої) сталі. Друга зона крихкості – оборотна відпускна крихкість або крихкість 2-го роду - при відпуску в області 450 – 600° С спостерігається тільки у легованої сталі деяких марок.

Необоротна крихкість сталі, що з'являється при середньому відпуску, не залежить від швидкості охолодження після відпуску і супроводжується невеликим підвищенням твердості і міцності сталі.

Така крихкість, будучи усунена відпуском при температурі вище зони її появи, при подальших відпусках вже не з'являється.

Передбачається, що необоротна крихкість загартованої сталі при відпуску виникає з наступних причин: перехід залишкового аустеніту в мартенсит; дисперсійне тверднення, яке виникає при розпаді твердого розчину з утворенням дрібнодисперсної фази нітридів, фосфідів та інших хімічних сполук; напруги, які розвиваються внаслідок різного ступеня розпаду твердого розчину по зернам і по кордонам вихідних аустенітних зерен; виділення дрібнодисперсної фази карбідів при розпаді мартенситу.
Про оборотну відпускну крихкість легованої сталі є багато відомостей у літературі, але чим спричиняється катастрофічне становище ударної в'язкості при повільному охолодженні після високого відпуску неясно ще й до сьогодні. Прийнято вважати, що зниження ударної в'язкості сталі при повільному охолодженні після високого відпуску обумовлюється зміною структури по межах зерен. Під впливом деяких легуючих елементів в період повільного охолодження з твердого розчину виділяються якісь невідомі крихкі хімічні сполуки, які, зосереджуючись у вигляді найтоншої плівки на поверхні зерен, знижують зв'язок між зернами і викликають крихкість сталі. При швидкому охолодженні такі хімічні сполуки виділитися не встигають, і сталь не втрачає своєї в'язкості. Ця пропозиція, зокрема, підтверджується тим, що злам сталі в стані відпускної крихкості (повільно охолодженої після відпуску) виходить переважно міжкристалітним, тобто руйнування відбувається на межі зерен, а у в'язкому стані (швидке охолодження після відпуску) злам стає транскристалітним, тобто проходить по самим зернам.

Останнім часом за допомогою електронного мікроскопа на зразках, повільно охолоджених після високого відпуску і які отримали низьку ударну в'язкість, в деяких випадках вдається виявити тонку сітку включень по межах зерен. Таким чином, електронографічні дослідження підтверджують припущення, що відпускну крихкість сталі викликає фаза, що з'являється на межі зерен. Однак виділити і дослідити цю фазу до сих пір не вдалося.

Межі колишніх аустенітних зерен загартованої сталі, повільно охолодженої після високого відпуску, можна виявити також шляхом травлення шліфів в насиченому киплячому водному розчині пікринової кислоти або в насиченому розчині пікринової кислоти в етиловому ефірі. Розглянемо приклад на структурі сталі 35ХН3А після гартування від 900° С і відпуску при 530° С. Частину зразків після відпуску охолоджували дуже повільно – в печі, а частину дуже швидко – у воді. На зразках повільно охолоджених після відпуску і які мають низьку ударну в'язкість (~ 3 – 4 кгм/см2), при травленні шліфів в етиловоефірному розчині пікринової кислоти виявляються темні, сильно протравлені кордони колишніх аустенітних зерен, а на зразках, швидко охолоджених після відпуску і які мають високу ударну в'язкість (~ 10 – 12 кгм/см2), межі зерен при такому травленні не виявляються.

Таким чином, по зламу і за структурою загартованої та відпущеної сталі, можна зробити висновок, що крихкість при повільному охолодженні після високого відпуску зумовлюється перетвореннями, які відбуваються в твердому розчині, зосередженому на межі зерен.

В даний час є 4 найбільш визнані гіпотези, які більш-менш успішно пояснюють деякі особливості відпускної крихкості. [11] За цими гіпотезами відпускна крихкість виникає по одній з наступних основних причин:
1. Виділення високодисперсної фази карбідів по межах зерен внаслідок зменшення межі розчинності вуглецю в фериті при зниженні температури.
2. Збагачення поверхневих шарів вихідних аустенітних зерен під час нагрівання під загартування деякими елементами під впливом адсорбції.
3. Виділенням під час відпуску в області температури відпускної крихкості невідомої фази на межі зерен.

4. Концентрація напружень і «розпушення» по границях вихідних аустенітних зерен, внаслідок об'ємних змін при переході карбідоутворюючих елементів з фериту в карбідну фазу.

Оборотну відпускну крихкість сталі у зв'язку зі швидкістю охолодження після високого відпуску можна пояснити також дисперсійним твердінням. Під впливом деяких легуючих елементів наявні в сталі різні домішки (фосфор, сірка, гази та інші елементи) витісняються на поверхню зерен і збагачують міжкристалітний шар. Внаслідок дуже малої товщини цього шару концентрація в ньому домішок може у багато разів перевищувати загальний (середній) вміст їх у сталі, тому кордони зерен мають зовсім інший хімічний склад і інші фізико-хімічні властивості, ніж саме зерно. При швидкому охолодженні після високого відпуску отримуємо в прикордонному шарі структуру у вигляді пересиченого твердого розчину, який подібно аустеніту, відрізняється великою в'язкістю, а при повільному охолодженні цей нерівноважний твердий розчин розпадається за типом дисперсійного твердіння, прикордонний шар стає крихким, що і викликає крихкість сталі.
Таким чином, можна вважати, що при крихкості сталі після високого відпуску за порівняно дуже короткий час і низької температури в процесі повільного охолодження ніяких істотних дифузійних процесів, пов'язаних з виділенням домішок на межі зерен, не відбувається. Межі колишніх аустенітних зерен збагачуються домішками під час нагрівання сталі під загартування, а при відпуску в залежності від швидкості охолодження змінюється лише будова (структура) прикордонного шару, при повільному охолодженні відбувається розпад твердого розчину на високодисперсну суміш, що супроводжується дисперсійним твердненням і різким зниженням ударної в'язкості, а при швидкому охолодженні фіксується в'язкий гомогенний твердий розчин і в'язкість сталі стає високою. Тому фактори, що викликають зниження ефекту дисперсійного твердіння зменшують відпускну крихкість (наприклад, дуже тривале нагрівання в області температур відпускної крихкості), а фактори, які викликають підвищення ефекту дисперсійного твердіння збільшують відпускну крихкість (наприклад, зниження межі розчинності вуглецю і фосфору в альфа-залізі).

Дуже важливою характеристикою чутливості сталі до швидкості охолодження після високого відпуску є критична температура холодноламкості: чим менше сталь схильна до відпускної крихкості, тим при більш низькій температурі вона стає холодноламкою. Тому в деяких випадках проводять визначення ударної в'язкості при різних температурах і на серії кривих «ударна в'язкість – температура» встановлюють поріг холодноламкості при повільному і при швидкому охолодженні після високого відпуску. У сталі, не схильної до відпускної крихкості, поріг холодноламкості, як при повільному, так і при швидкому охолодженні після відпуску знаходиться приблизно в одному і тому ж інтервалі температур, а у сталі, схильної до відпускної крихкості, поріг холодноламкості при повільному охолодженні зсувається в область більш високих температур.

Відпускна крихкість сталі значно знижується, а іноді і повністю усувається при термомеханічній обробці. Наприклад, сталь, чутлива до швидкості охолодження після високого відпуску, загартована через 1 – 2 сек. Після обтиснення на 40 – 50% у аустенітному стані, при подальшому відпуску в інтервалі температур відпускної крихкості, як з швидким, так і з повільним охолодженням отримуємо високу ударну в'язкість.
Зниженню відпускної крихкості сприяє також пластична деформація при нагріванні в області температур відпускної крихкості. Наприклад, при відпуску загартованої хромонікелевої сталі типу 20ХН3 пластична деформація на 25 – 30%, поєднана з відпуском при 400 - 600° С; повністю пригнічує відпускну крихкість, і сталь після такої обробки набуває відпускну крихкість, і сталь після такої обробки набуває таку ж високу ударну в'язкість, як при додатковому легуванні молібденом.

в) Шиферний і кам'яноподібний злам:

Вид зламу сталі після різної термічної обробки в багатьох випадках є важливою характеристикою механічних властивостей сталі. У деяких легованих сталях вид зламу часто вказує на дуже серйозні вади, пов'язані з низькою якістю сталі. До таких зламів, наприклад, відноситься: шиферний, кам'яноподібний, нафталіністий та ін.

Шиферний (шаруватий) злам, що зустрічається в деяких випадках в легованій сталі, отримав свою назву за аналогією зі зламом шиферу або сланцю, які руйнуються по шарах. Шиферний злам свідчить про значно знижені механічні властивості сталі, особливо ударну в'язкість, впоперек волокон.
Шиферний злам спостерігається тільки після гарячої пластичної обробки і викликається нерівномірним розподілом сірки, фосфору, кисню та інших домішок. Ділянки, збагачені домішками, наприклад міжосні простори дендритів, стінки усадочних раковин і бульбашок, при прокатці витягуються у вигляді шарів забрудненого металу, внаслідок чого при руйнуванні злам виходить шаруватим, з гострими щербинами і виступами. У зламі загартованої сталі шиферний злам не спостерігається, але при подальшому високому відпуску або відпалі з'являється знову. Таким чином, боротися з шиферним зламом шляхом термічної обробки дуже важко і повністю знищити його можна тільки перековуваням сталі.

Кам'яноподібним називається надзвичайно крупнозернистий злам сталі, за зовнішнім виглядом нагадує звичайний крупнозернистий злам перегрітої сталі, але відрізняється від нього меншим блиском, так як руйнування металу при кам'яноподібному зламі відбувається на межі зерен. Причина появи кам'яноподібного зламу – тривалий перегрів сталі в області температур 1250 – 1350° С. Сталь з кам'яноподібним зламом має вкрай низькі механічні властивості, особливо щодо ударної в'язкості. Кам'яноподібний злам дуже стійкий і не усувається звичайним відпалом або нормалізацією. Навіть після поліпшення сталі (гартування з високим відпуском) кам'яноподібний злам не зникає. Для усунення кам'яноподібного зламу застосовується тривалий дифузійний відпал (гомогенізація) при температурі 1100 – 1150° С з наступним нормальним відпалом при температурі 860 – 900° С. Найбільшу схильність до кам'яноподібного зламу мають доевтектоїдні хромомарганцева, хромоалюмінієва, хромокремніста і т.п. сталь.

г) Карбідна ліквація:

У деяких сортах високовуглецевої легованої сталі спостерігається карбідна ліквація (або карбідна сегрегація) у вигляді рядків і місцевих скупчень карбідів. Цей дефект дуже небезпечний, наприклад, в інструментальній сталі, тому що скупчення карбідів представляють собою крихку хімічну сполуку, і викликають викрашування леза інструменту і зниження його стійкості у роботі. Точно так карбідна ліквація неприпустима на тертьових поверхнях сталевих деталей, наприклад в кулькових і роликових підшипниках. При загартуванні сталі, що має карбідну ліквацію, внаслідок неоднорідності твердого розчину спостерігається підвищена кількість браку по гартівним тріщинам, викривлення і т.д.

Для багатьох сталей, схильних до карбідної ліквації, розроблені 8 або 10-бальні шкали, за якими сталь в залежності від ступеня карбідної ліквації оцінюється балами. Зазвичай для відповідальних виробів призначають сталь з мало розвиненою карбідною ліквацією, наприклад бал 1 – 3, для менш відповідальних виробів допускається сталь з балом 4 – 6. Сталь з сильно вираженою карбідною ліквацією іноді взагалі бракують і піддають перековуванню. Карбідна ліквація в сталі нормального хімічного складу обумовлюється неправильним розливанням (занадто гарячий метал, великі злитки і т.п.) або незадовільним куванням сталі (малий уков, нерівномірне обтиснення і т.п.). Усунути вже наявну в сталі карбідну ліквацію методами термічної обробки неможливо.

Крім перерахованих найбільш характерних дефектів, які зустрічаються в легованій сталі різних класів, є й такі дефекти, які визначаються присутністю в сталі якого-небудь одного легуючого елемента або характерні тільки для сталі певної марки, наприклад червоноламкість мідистих сталей при нагріванні вище 1100° С; холодноламкість висококремнистої сталі в області від’ємних температур, нафталіністий злам у швидкоріжучої сталі і т.д.
При неправильній термічній обробці легованої сталі можна отримати також і такий брак (зневуглецювання,перегрів, перепал, гартівні тріщини і інші), який виявляється в будь-якій, в тому числі і простій, вуглецевій сталі.

 

СПЕЦІАЛЬНА ЧАСТИНА

2.1 Діаграма стану Fe – C

Сталлю називають залізовуглецевий сплав, в якому вміст вуглецю не перевищує 2,14%.

Металева основа сталі – залізо – є поліморфним кристалічним тілом, тобто має кілька модифікацій (форм) атомнокристалічної решітки.

До 910° С залізо знаходиться в модифікації альфа (α). Елементарна комірка атомнокристалічної решітки α-заліза представляє собою об'ємноцентрований куб. Параметр такого осередку при 20° С дорівнює 2,86 Å (ангстрем). В інтервалі 910 – 1400° С залізо знаходиться в модифікації гамма (γ) і має елементарну комірку у вигляді граніцентрованого куба. Параметр комірки γ-заліза при 910° С дорівнює 3,63 Å. Від 1400° С до температури плавлення залізо знаходиться в модифікації дельта (δ) і має елементарну комірку у вигляді об'ємноцентрованого куба, тобто знову точно таку ж форму, як при кімнатній температурі. Параметр комірки δ-заліза при 1400° С дорівнює 2,92 Å.

При переході однієї форми атомнокристалічної решітки в іншу різко змінюються щільність, пластичність, твердість і інші властивості заліза.

Перетворення заліза з однієї форми в іншу відбуваються при певних температурах, які називають критичними точками. Критичні точки позначають буквою А з відповідною цифрою у вигляді індексу: А1, А2, А3і так далі. Всі перетворення, що відбуваються при нагріванні й охолодженні залізовуглецевих сплавів, відображені на діаграмі системи Fe – C, наведеної на рис. 2.1. [11]

Залізовуглецеві сплави діляться на дві області: до 2,14% С – сталі, та понад 2,14% С – чавуни. При кімнатній температурі вуглець розчиняється в залізі в мізерно малій кількості – менше 0,001%, вся інша частина вуглецю в повільно охолоджених (рівноважних) залізовуглецевих сплавах знаходиться в хімічно зв'язаному стані – у карбіді заліза (Fe3С).

Рис. 2.1 Діаграма стану залізо – вуглець

Рівноважний твердий розчин вуглецю в α-Fe називається феритом, а карбід заліза з 6,67% С – цементитом.

Ферит - найм'якша і в'язка структурна складова сталі. Твердість фериту 80 – 100 НВ. Цементит, навпаки, сама тверда і крихка фаза в структурі сталі. Твердість цементиту 72 – 75 НRC.

При температурі вище критичної точки А3утворюється твердий розчин вуглецю в γ-Fe. Такий твердий розчин називається аустенітом. Механічні властивості аустеніту залежать від вмісту в ньому вуглецю. Однак при будь-якому складі аустеніт має порівняно низьку твердість, дуже велику в'язкість і пластичність.
При повільному охолодженні в точці переходу γ-Fe → α-Fe аустеніт розпадається на механічну суміш, що складається з фериту і цементиту, який у вигляді найдрібніших пластинок рівномірно розподіляється в фериті. Така структура з 0,8% С називається перлітом. Твердість пластинчастого перліту приблизно в два рази вища ніж твердість фериту і становить близько 180 - 200 НВ.

При розгляді діаграми Fe - С можна побачити, що, крім критичних точок А2, А3і А4, наявних у чистого заліза, для сталі характерні ще три додаткові критичні точки: А1, А0і Асм, пов'язані з наявністю у сплаві вуглецю (цементиту).

 

 

Конструкційна сталь

Молібден підвищує міцність фериту і здатність сталі до поліпшення, а також збільшує опір повзучості при високих температурах. Так як молібден є дорогим легуючим елементом, його зазвичай не застосовують для підвищення механічних властивостей при кімнатній температурі конструкційних сталей, які використовуються тільки в прокатному або відпаленому стані, хоча в цьому випадку при добавці 0,1% Мо досягається дещо більша міцність.

а) Поліпшувані сталі:

З економічних міркувань і на підставі досвіду щодо застосування малодефіцитних матеріалів чисто молібденові покращувані сталі майже не застосовуються. В Америці, навпаки, чисто молібденові сталі з підвищеним вмістом марганцю широко використовуються в автомобільній промисловості.

Вкрай різноманітне використання молібдену в складнолегованих сталях. Внаслідок підвищеної стійкості проти відпуску молібденова сталь для отримання таких самих механічних властивостей, якими володіють відповідні хромисті сталі, може піддаватися відпуску при високих температурах. Залишкові напруги в молібденових сталях мають менші значення; в той же час ці сталі відрізняються хорошими показниками пластичності.
Молібден сильніше, ніж вольфрам, підвищує стійкість проти відпуску. Одинакові результати досягаються при вмісті вольфраму в два-три рази, більшому за вміст молібдену. Для зменшення відпускної крихкості необхідне додавання менших кількостей молібдену, ніж вольфраму. Достатнє додавання вже ~ 0,2% Мо, щоб уникнути появи відпускної крихкості при повільному (пічному) охолодженні марганцевистих, хромистих і хромонікелевих сталей після відпуску. Маурер на підставі результатів ударних випробувань при кімнатній температурі встановив, що оптимальною є добавка 0,3% Мо, в той час як більш високий вміст молібдену діє менш сприятливо. Цим даним суперечить те положення, що в сталях, в які для досягнення підвищеної жароміцності при 500° С вводять 1,5% Мо, навіть після дуже тривалого перебування при температурах відпуску не розвивається помітна відпускна крихкість. Це спростовує думку про зменшення сприятливого впливу молібдену при збільшенні його вмісту. Особливою перевагою володіє хромомолібденова сталь у порівнянні з хромонікелевою щодо оброблюваності. Так як хромомолібденова сталь внаслідок високого положення критичних точок при нагріванні стає м'якшою після відпалу, ніж відповідна хромонікелева сталь, механічна обробка цієї сталі в відпаленому стані легша, ніж хромонікелевої сталі. Введення молібдену в хромисту і хромонікелеву сталь широко поширене, особливо завдяки можливості уникнути появи крихкості. Вплив молібдену на властивості поліпшеної конструкційної сталі при низьких температурах (на холоді) позначається на підвищенні в'язкості як це завжди спостерігається для покращуваної сталі під час присадки молібдену. З пониженням температури міцність хромомолібденової сталі, як і інших сталей, збільшується. [15] Ударна в'язкість падає зі зниженням температури, проте швидкість цього падіння різна в залежності від термічної обробки. Важливо, що молібден поряд з усуненням схильності до відпускної крихкості дає поліпшення прокалюваності.

б) Теплотривкі конструкційні сталі:

Значне застосування молібдену обумовлено тією обставиною, що він підвищує теплостійкість звичайної м'якої сталі при температурі до 500 – 600°С. Хромомолібденові сталі з великим вмістом хрому, крім хорошої теплотривкості, володіють стійкістю проти впливу водню високого тиску і певною стійкістю проти корозії, тому їх широко використовують в нафтопереробній промисловості. Підвищена теплостійкість сталей обумовлюється, з одного боку, тим, що молібден як тугоплавкий легуючий елемент, підвищує температуру рекристалізації фериту, з іншого боку, тим, що молібден, сповільнюючи встановлення рівноваги в карбідній фазі, сприяє утворенню тонкодисперсних спеціальних карбідів при робочих температурах, тобто в області від 450 – 600°С. Тому важливим є вид обробки, який застосовується. Особливо високий опір повзучості при температурах порядку 500°С додає сталі структура, яка виникає при перетворенні аустеніту в проміжній області, утворенню якої сильно сприяє молібден.