Диаграмма состояния сплавов с неограниченной растворимостью компонентов друг в друге. 1 страница

Рассмотрим построение диаграммы состояния для сплавов с неограниченной растворимостью в твердом состоянии. Например, экспериментально получены кривые охлаждения компонентов А и В и сплавов I (70 % А и 30 % В), II (50 % А и 50 % В) и III (20 % А и 80 % В) (рис. 3.6, а).Кристаллизация компонента А начинается и заканчивается при постоянной температуре tA. Аналогично происходит кристаллизация компонента В при температуре tB. Кристаллизация сплавов I, II и III происходит в интервале температур. Кристаллизация сплава I начинается при температуре t1 и заканчивается при температуре t2 с образованием твердого раствора a. Аналогично происходит кристаллизация и двух других сплавов – при температуре t3 начинается и при температуре t4 заканчивается затвердевание сплава II, а сплава III – при температурах t5 и t6. Разница только в интервале температур начала и конца кристаллизации.

Если на оси абсцисс сетки в координатах температура – концентрация (рис. 3.6, б) отметить точками исследованные сплавы и в каждой из этих точек восстановить перпендикуляры, т.е. провести линии сплавов, затем на эти линии, а также на левую и правую ординаты температур, соответствующие компонентам А (левая) и В (правая), перенести найденные критические точки от tA до tB и одноименные (имеющие одинаковый физический смысл) критические точки соединить плавными кривыми, то получится диаграмма состояния сплавов А и В с неограниченной растворимостью в твердом состоянии (рис. 3.6, б).

Рис. 3.6. Построение диаграммы состояния сплавов для случая неограниченной растворимости компонентов А и В в твердом состоянии [7]:

а – кривые охлаждения; б – диаграмма состояния

На этой диаграмме кривая tAt1t3t5tB – кривая начала затвердевания сплавов – линия ликвидуса, а кривая tAt2t4t6tB – кривая конца затвердевания – линия солидуса.

Рассмотрим процесс кристаллизации какого-либо сплава, например сплава I состава 50 % компонента А и 50 % компонента В по этой диаграмме при очень медленном охлаждении, т.е. полностью в равновесных условиях (рис. 3.7). При температуре tл начинается кристаллизация и образуются первые кристаллы. На любой диаграмме состояния состав твердой части сплава (состав кристаллов, которые могут находиться в равновесии с жидкостью) при данной температуре показывает линия солидуса. Следовательно, первые образовавшиеся кристаллы имеют состав точки М. При дальнейшем охлаждении, когда сплав достигает, например, температуры t1, в равновесии с жидкостью уже находятся только кристаллы состава точки Л.

Рис. 3.7. Диаграмма состояния сплавов для случая неограниченной растворимости компонентов А и В в твердом состоянии

Рассмотрим, каким образом ранее образовавшиеся кристаллы состава точки М превращаются в кристаллы состава точки Л. В кристаллах состава М больше компонента В, чем в кристаллах состава Л; следовательно, кристаллы состава М обогащаются компонентом А. Этот процесс происходит за счет диффузии атомов компонента А в уже имеющиеся, т.е. возникшие до этой температуры, кристаллы. При достаточной выдержке или медленном охлаждении при t1 устанавливается равновесие кристаллов точки Л и жидкого сплава. Но в кристаллах состава точки Л компонента В больше, чем в сплаве; следовательно, жидкая часть сплава беднее компонентом В. При этой температуре состав жидкой части сплава определяется линией ликвидуса, т.е. точкой N. При дальнейшем охлаждении, когда сплав достигает температуры t2 и устанавливается равновесие, сплав состоит из кристаллов состава точки К и жидкой части сплава состава точки Р. При достижении температуры tc сплав полностью затвердевает и состоит из однородных кристаллов твердого раствора (состава 50 % А и 50 % В).

В реальных условиях ускоренного охлаждения состав кристаллов не получается однородным в связи с тем, что скорость кристаллизации больше скорости диффузии.

10.

Один из видов такой диаграммы состояния показан на рис. 3.8. Число фаз в данной системе три – жидкий раствор, твердый раствор компонента В в компоненте А (обозначим его a) и твердый раствор компонента А в компоненте В (обозначим его b) [7].

Рис. 3.8. Диаграмма состояния сплавов для случая ограниченной

растворимости компонентов А и В в твердом состоянии

На этой диаграмме линия КСD – линия ликвидуса, линия KECFD – линия солидуса. По линии ликвидуса КС из жидкого сплава выделяются кристаллы a, а по линии CD – кристаллы b. На линии солидуса КЕ сплавы затвердевают с образованием кристаллов a, на линии DF – кристаллов b. На линии солидуса ECF происходит одновременная кристаллизация a- и b-фаз с образованием эвтектики.

Сплав состава точки С после затвердевания состоит только из одной эвтектики a+b. Аналогично ранее рассмотренному случаю сплавы, по своему составу находящиеся левее эвтектической точки С (на линии ЕС), после затвердевания имеют структуру a+эвтектика (a+b) и являются доэвтектическими. Сплавы, по своему составу лежащие правее точки С (на линии СF), после затвердевания имеют структуру b+эвтектика (a+b) и являются заэвтектическими.

Линия ЕS показывает ограниченную растворимость в твердом состоянии компонента В в компоненте А, уменьшающуюся с понижением температуры, а линия FM – растворимость компонента А в В, не изменяющуюся с понижением температуры.

Точка Е характеризует предельную растворимость компонента В в компоненте А, а точка F – A в В. Если кристаллизуются сплавы, состав которых находится левее точки S (или правее точки М), то при любой температуре в твердом состоянии все количество компонентов В (или А) находится в твердом растворе и структура таких сплавов состоит из зерен a (или b). В сплавах, состав которых находится между точками S и Е', т.е. за пределом растворимости В в А, образовавшиеся при затвердевании кристаллы a при понижении температуры ниже линии ES пересыщены компонентом В, и поэтому происходит выделение из них избыточных кристаллов, которыми являются кристаллы b концентрации точки М, называемые вторичными (b11). После полного охлаждения эти сплавы имеют структуру, состоящую из кристаллов a состава точки S и кристаллов b11 – a + b11. В сплавах состава линии EC, имеющих после затвердевания структуру a + эвтектика (a+b), из кристаллов a тоже выделяются кристаллы b, и после полного охлаждения будет структура a + эвтектика (a+b)+b11.

Процесс выделения вторичных кристаллов из твердого раствора называется вторичной кристаллизацией, в отличие от образования кристаллов в жидком сплаве (первичная кристаллизация).

12-14.

Диаграмма состояния железо — цементит представлена в упрощенном виде на рис. 14. Она показывает фазовый состав и структуру железоуглеродистых сплавов с концентрацией от чистого железа до цементита (6,67 % углерода).

В рассматриваемой системе существуют следующие фазы: жидкий сплав, твердые растворы (феррит и аустенит), химическое соединение (цементит).

Жидкий сплав (Ж. С.) существует выше линии ликвидус ACD. Цементит Fe3C (Ц) — вертикальная линия DEKL. Область феррита (Ф) располагается левее линии GPQ. Область аустенита (А) — AESG.

На диаграмме точка А (1539°С) соответствует температуре плавления железа, а точка D (1600°С) — температуре плавления цементита. Точка С (91 ГС) — температура полиморфного превращения железа а <-> у.

Точка С соответствует предельному содержанию углерода в аустените (2,14 % при температуре 1147°С). При понижении температуры растворимость углерода в аустените уменьшается по линии ES. В точке S она составляет 0,8 % при 727°С.

Точка Р — предельное содержание углерода в феррите 0,02 % при 727°С. При охлаждении до комнатной температуры растворимость углерода в феррите уменьшается по линии PQ до 0,005 %.

При температуре 1147°С жидкий сплав, содержащий 4,3 % углерода, кристаллизуется с образованием эвтектики (механической смеси двух фаз аустенита и цементита). При этом образуется структура ледебурита. Точка С на диаграмме — точка эвтектики, линия ECF — линия кристаллизации эвтектики.

При температуре 727°С аустенит, содержащий 0,8 % углерода, распадается на две фазы — цементит и феррит, т. е. происходит эвтектоидное превращение. При этом образуется структура, называемая перлитом. На диаграмме точка S — точка эвтектоида, линия PSK — линия эвтектоидного превращения.

На диаграмме состояния железо - цементит (рис. 44) даны фазовый состав и структура сплавов с концентрацией от чистого железа до цементита (6,67 %).

Система железо - цементит метастабильна. На диаграмме железо цементит точка А (15390С) отвечает температуре плавления железа. Линия FKL соответствует цементиту, на базе которого возможно образование твердого раствора. Точки N (13920С) и G (9100С) соответствуют полиморфному превращению a«g.

Концентрация углерода для характерных точек диаграммы состояния

Обозначение точки на диаграмме Температура 0С Концентрация углерода, %

A 1536 0

B 1499 0,51

H 1499 0,10

J 1499 0,16

N 1392 0

E 1147 2,14

C 1147 4,30

F 1147 6,67

D 1800 6,67

G 911 0

P 727 0,02

S 727 0,8

K 727 6,67

Q 600 0,01

L 600 6,67

Кристаллизация сплавов Fe - Fe3C. Линия диаграммы состояния железо - цементит, определяющие процесс кристаллизации, имеют следующие обозначения и физический смысл.

АВ (линия ликвидус) показывает температуру, ниже которой происходит кристаллизация d - феррита (Фd) из жидкого сплава (Ж); ВС (линия ликвидус) соответствует температуре начала кристаллизации аустенита (А) из жидкого сплава (Ж); СD (линия ликвидус) соответствует температуре начала кристаллизации первичного цементита (Fe3CI) из жидкого сплава (Ж); АН (линия ликвидус) является температурной границей области жидкого сплава и кристаллов d - феррита (Ф); ниже этой линии существует только d - феррит; HJB- линия перитектического нонвариантного (C = 0) равновесия (14900C); по достижении температуры, соответствующей линии HJB, протекает перитектическая реакция (жидкость состава точки в взаимодействует с кристаллами d - феррита состава точки Н с образование аустенита состава точки J):

ЖB + ФH ® АJ

Линия ECF (линия ликвидус) соответствует кристаллизации эвтектики - ледебурит:

ЖC ® АE + Fe3C

Рассмотрим кристаллизацию некоторых сплавов. Так в сплавах содержащих до 0,1 % С, кристаллизация заканчивается при температурах, соответствующих линии АН, с образование d - феррита. В сплавах, содержащих 0,1 - 0,16 %С, по достижении температур, отвечающих линии АВ, из жидкой фазы начинаются выделяться кристаллы d - феррита, и сплав становится двухфазным. Состав d - феррита при понижении температуры меняется про линии солидус, а состав жидкого сплава - по линии ликвидус. При температуре 14900С в равновесии находятся d - феррита состава точки Н (0,1 %С) и жидкая фаза состава точки В (0,51 % С).

При этой температуре протекает перитектическое превращение ЖВ + ФН ® ФН + АJ, в результате которой образуется двухфазная структура d - феррит (Ф) + g твердый раствор (А). В сплаве, содержащей 0,16 %С (точка J), исходные кристаллы твердого раствора d - феррита в результате взаимодействия с жидкой фазой при перитектической реакции полностью превращается в аустенит:

ЖВ + ФН ® АJ

В сплавах, содержащих от 0,15 до 0,5 %С при перитектической температуре в результате взаимодействия между d- ферритом и жидкой фазой образуется аустенит, но некоторое количество жидкой фазы остается: ЖВ + ФН ® ЖВ + АJ.

Поэтому при температурах ниже линии JB сплав будет двух фазным: аустенит + жидкость. Процесс кристаллизации закончится по достижении температур, соответствующих линии солидус JE. После затвердевания сплавы приобретают однофазную структуру - аустенит.

Сплавы, содержащие от 0,51 до 2,14 % С, кристаллизуются в интервале температур, ограниченном линиями BC и JE. Ниже линии ВС сплавы состоят из жидкой фазы и аустенита. В процессе кристаллизации состав жидкой фазы изменяется по линии ликвидус, а аустенита - по линии солидус. После затвердевания (ниже линии солидус) сплавы получают однофазную структуру - аустенит.

При температуре 11470С аустенит достигает предельной концентрации, соответствующей точке Е (2,14 %С), а оставшаяся жидкость - эвтектического состава точки С (4,3%С).

При температуре эвтектики (линия ECF) существует нонвариантное равновесие (С = 0) аустенита состава точки Е (АЕ), цементита состава точки F (Fe3C) и жидкой фазы состава точки С (ЖС). В результате кристаллизации жидкого сплава состава точки С (4,5 % С) образуется эвтектика - ледебурит, состоящий в момент образования из аустенита состава точки Е и цементита состава точки F.

ЖС ® АЕ + Fe3C

Доэвтектические сплавы после затвердевания имеют структуру аустенит + ледебурит (А + Fe3C). Эвтектический сплав (4,3 % С) затвердевает при постоянной температуре с образованием только эвтектики - ледебурита.

Ледебурит имеет сотовое или пластинчатое строение. При медленном охлаждении образуется сотовый ледебурит, представляющий собой пластины цементита, проросшие разветвленными кристаллами аустенита. Пластинчатый ледебурит состоит из тонких пластин цементита, разделенных аустенитом, и образуется при быстром охлаждении. Сотовое и пластинчатое строение не редко сочетается в пределах одной эвтектической колонии. Заэвтектические чугуны (4,3 - 6,67 % С) начинают затвердевать с понижением температуры по линии ликвидус CD, когда в жидкой фазе зарождаются и растут кристаллы цементита, концентрация углерода в жидком сплаве с понижением температуры уменьшается по линии ликвидус. При температуре 11470С жидкость достигает эвтектической концентрации 4,3 %С (точка С) и затвердевает с образованием ледебурита. После затвердевания заэвтектические чугуны состоят из первичного цементита и ледебурита.

Сплавы, содержащие до 2,14% С, называют сталью, а более 2,14 % С - чугуном. Принятое разграничение между сталью и чугуном совпадает с предельной растворимостью углерода в аустените. Стали, после затвердевания, не содержат хрупкой структурной составляющей - ледебурита - и при высоком нагреве имеют только аустенитную структуру, обладающую высокой пластичностью. Поэтому стали легко деформируются при нормальных и пониженных температурах, т.е. являются в отличие от чугуна ковкими сплавами.

По сравнению со сталью чугуны обладают значительно лучшими литейными свойствами и, в частности, более низкими и температурами плавления, имеет меньшую усадку, это объясняет присутствием в структуре чугуна легкоплавкой эвтектики (ледебурита).

Фазовые и структурные изменения в сплавах железо -цементит после затвердевания. Превращения, протекающими в твердом состоянии, описываются следующими линиями. Линия NH - верхняя граница области существования двух фаз d - феррита и аустенита. Линия NJ - нижняя граница их существования. Верхняя граница области существования феррита (в парамагнитном существовании) и аустенита соответствует линия GO. Линия OS - верхняя граница области существования феррита (в ферромагнитном состоянии) и аустенита.

Температуры, соответствующие линии в условиях равновесия, принято обозначать А3 (Аr3, Аc3).

В сталях, содержащих до 0,8 % C, полиморфное превращение протекает в интервале температур и сопровождается распределением углерода меду ферритом и аустенитом.

Линия предельной растворимости углерода в аустените SE при охлаждении соответствует температурам начала выделения из аустенита вторичного цементита, а при нагреве концу растворения вторичного цементита в аустените. Принято критические точки, соответствующие линии SE, обозначать Аcm. Линия GP при охлаждении отвечает температурам окончания превращения аустенита в феррит, а при нагреве - началу превращения феррита в аустенит.

Линия эвтектоидного превращения PSK при охлаждении соответствует распаду аустенита (0,8 % С) с образованием эвтектоида - ферритн-оцементитной структуры, получившей название перлит.

АS ® ФP + Fe3C

Температуры, соответствующие линии PSK при охлаждении обозначают Ar1, а при нагреве Aс1.

Сплавы, содержащие Ј 0,02 % С (точка P), называется техническим железом. Ниже линии GP (рис. 45а) существует только феррит. При дальнейшем медленном охлаждении по достижению температур, соответствующих линии PQ из феррита выделяется цементит (третичный), что резко снижает его пластичность

Стали, содержащие от 0,02 до 0,8 % С, называют доэвтектоидными.

При более низких температурах (ниже линии GOS) по границам зерен аустенита образуются зародыши феррита, которые растут, превращаясь в зерна. Количество аустенита уменьшается, а содержание в нем углерода возрастает, так как феррит почти не содержит углерода (Ј 0,02 % С).

При понижении температуры состав аустенита меняется по линии GOS, а феррита - по линии GP.

Чем выше концентрация углерода в стали, тем меньше образуется феррита. По достижению температуры 7270С (A1) содержание в аустените достигает 0,8 % (точка S). Аустенит, имеющий эвтектоидную концентрацию, распадается с одновременным выделением из него феррита и цементита, образующих перлит. При этом система нонвариантная С = 2 +1 -3 = 0.

После окончательного охлаждения доэвтектоидной стали имеют структуру феррит – перлит (рис. 45 б - е).

Чем больше в стали углерода, тем меньше феррита и больше перлита (феррит в виде оторочки вокруг зерен перлита).

Сталь, содержащую 0,8 % С, называют эвтектоидной. В этой стали, по достижении температуры 7270С весь аустенит превращается в перлит.

Перлит имеет чаще пластинчатое строение (рис. 45 ж- з), то есть из чередующих пластинок феррита и цементита. После специальной обработки перлит может иметь зернистое строение. В этом случае цементит образует сфероиды(рис. 45 и).

Сталь, содержащие от 0,8 до 2,14 % С, называют заэвтектоидными. Выше линии ES в этих сплавах будет только аустенит. При температурах, соответствующих линии ES, аустенит оказывается насыщенным углеродом, и при понижении температуры из него выделяется вторичный цементит. Поэтому ниже линии ES сплавы становятся двухфазными (аустенит + вторичный аустенит). По мере выделения цементита концентрация в углероде в аустените уменьшается согласно линии ES.

После охлаждения заэвтектоидные стали состоят из перлита и вторичного цементита, который выделяется в виде сетки или в виде игл. Такой вид цементита делает сталь хрупкой, поэтому специальной термической обработкой и деформацией ему придают зернистую форму. Доэвтектические чугуны после окончательного охлаждения имеет структуру: перлит, ледебурит (перлит + цементит) и вторичный цементит. Эвтектический чугун содержит 4,3 % С, при температурах ниже линии 7270С состоит только из ледебурита (перлит + цементит). За эвтектический чугун состоит из первичного цементита и ледебурита. С повышение концентрации количество цементита возрастает.

Фазовый состав всех сплавов одинаков: при температуре < 7270С они состоят из феррита и цементита.

15.

Процесс графитизации чугуна совершается путем дислокационного механизма и сводится к образованию центров графитизации и роста вокруг них графитных включений. Дислокации и точечные дефекты решетки играют при этом большую роль. [1]

Процесс графитизации чугуна протекает при медленном охлаждении. Ускорение охлаждения чугуна частично или полностью подавляет кристаллизацию графита и способствует образованию цементита. [2]

Механизм процесса графитизации чугуна весьма сложен, и по некоторым вопросам графитизации до сих пор нет единого взгляда. [3]

Условия нагрева отливок оказывают некоторое влияние на процессы графитизации чугуна. Предварительная выдержка чугуна при 350 - 410 С в течение 5 - 8 час. Эффективность низкотемпературной выдержки возрастает при модифицировании чугуна 0 015 % алюминия. [4]

Условия нагрева отливок оказывают некоторое влияние на процессы графитизации чугуна. Предварительная выдержка чугуна при 350 - 410 С в течение 5 - 8 час. Эффективность низкотемпературной выдержки возрастает при модифицировании чугуна 0 01594 алюминия. [5]

Остальные компоненты, кроме углерода и кремния, обычно присутствующие в чугунах, также влияют на процесс графитизации чугуна, следовательно, и на его структуру и свойства. [6]

Примеси и легирующие элементы оказывают влияние на выделение высокоуглеродистых фаз из твердых растворов при охлаждении ли в процессе графитизации чугуна. В основном это влияние аналогично наблюдаемому при затвердевании. Элементы, способствующие отбеливанию, затрудняют образование графита в твердом состоянии. Но имеются и различия, объяснимые при учете механизма взаимодействия примесей и легирующих элементов с основными компонентами и фазами чугуна. [7]

Эти окислы, имеющие более высокую температуру плавления, чем расплавленный чугун, и обладающие незначительной растворимостью или совсем нерастворимые в металле, являются теми центрами кристаллизации, вокруг которых начинается процесс графитизации чугуна. [8]

Основными видами термической обработки чугунов являются отжиг, нормализация, закалка и отпуск. Процесс графитизации чугуна также является одним из видов его термической обработки (отжиг белого чугуна), позволяющим получать ковкий чугун. [9]

В отличие от стали уменьшение скорости охлаждения чугуна влияет не только на уменьшение дисперсности металлической основы, но и на изменение самого характера этой основы, поскольку оно оказывает существенное влияние на процесс графи-тизации. Толкование механизма процессов графитизации чугуна носит весьма дискуссионный характер, и этому вопросу посвящена специальная литература. [10]

Влияние элементов на термические характеристики чугуна осложняется процессами графитизации и окисления. В связи с этим часто встречаются противоречивые заключения вследствие того, что элементы, находящиеся в твердом растворе Fea или Fev, по-разному влияют на расширение этих фаз и на процессы графитизации. Так, марганец и алюминий увеличивают коэффициент расширения феррита, а кремний, никель, хром и особенно углерод в связанном состоянии уменьшают эту величину. Но при нагревании чугуна их действие изменяется, так как эти элементы по-иному влияют на процессы графитизации чугуна, неизбежно при этом протекающие. Кремний способствует графитизации, поэтому он увеличивает суммарное расширение чугуна, особенно при нагреве 600 С, несмотря на то, что коэффициент расширения феррита под влиянием кремния уменьшается. Марганец затрудняет процесс графитизаци, упрочняет структуру перлита, поэтому он способствует снижению суммарного расширения, хотя коэффициент расширения феррита под влиянием марганца увеличивается. [11]

Исследование структуры сплавов в толще образцов подтвердило наблюдавшиеся на микрошлифах особенности графитизации в части зон преимущественного зарождения включений углерода отжига. Лишь позже и значительно реже включения углерода отжига возникали внутри двойной и тройной эвтектики. Не отмечено также их зарождения на границе этих двух фаз в карбидном эвтектоиде, выделяющемся из аустенита, а также в тройной эвтектике. Эти факты подтверждают важную роль твердого раствора в процессе графитизации чугуна. [12]

В результате превращения углерод может не только химически взаимодействовать с железом, но и выделяться в элементарном состоянии в форме графита. Жидкая фаза, аустенит и феррит могут находиться в равновесии и с графитом.

Диаграмма состояния железо – графит показана штриховыми линиями на рис. 11.1. Линии диаграммы находятся выше линий диаграммы железо – цементит. Температуры эвтектического и эвтектоидного преврашений,соответственно, 1153oС и 738oС. Точки C, E, S – сдвинуты влево, и находятся при концентрации углерода 4,24, 2,11 и 0,7 %, соответственно.

Рис.11.1. Диаграмма состояния железо – углерод: сплошные линии – цементитная система; пунктирные – графитная

При высоких температурах цементит разлагается с выделением графита, поэтому диаграмма состояния железо – цементит является метастабильной, а диаграмма железо – графит – стабильной. Процесс образования графита в сплавах железа с углеродом называется графитизацией.

16.

В углеродистых сталях углерод является основным элементом, определяющим структуру и свойства стали. С увеличением содержания углерода в стали возрастают твердость и предел прочности (НВ, ств), уменьшаются относительное удлинение, относительное сужение и ударная вязкость. При содержании в стали свыше 1 % углерода твердость ее возрастает, а предел прочности уменьшается. Происходит это потому, что образующаяся по границам зерен сетка вторичного цементита, который является хрупкой составляющей, уменьшает прочность стали. С увеличением содержания углерода снижаются технологические свойства стали (ухудшается свариваемость, затрудняется механическая обработка), возрастают электросопротивление и коэрцитивная сила, понижаются теплопроводность, остаточная индукция и магнитная проницаемость. Поэтому практическое применение имеют стали с содержанием углерода не более 1,5 %.

Марганец содержится в стали в качестве примеси в количестве от 0,4 до 0,8 %. Марганец, растворяясь в феррите, повышает прочность и значительно увеличивает прокаливаемость стали. Он устраняет вредное действие серы, образуя сульфид марганца (MnS), значительное количество которого удаляется вместе со шлаком при выплавке стали. Образующийся сульфид марганца с температурой плавления 1620 СС является пластичным и при горячей обработке не вызывает в стали трещин, т. е. марганец уменьшает красноломкость стали. Кроме того, марганец способствует уменьшению в стали сульфида железа (FeS). Данный химический элемент широко используется при производстве мебельной фурнитуры. Марганец делает фурнитуру устойчивой к загрязнению и окислению. Известные кухни Лакарион используют в своей конструкции только высококачественные комплектующие. Убедится в этом можно посмотрев кухни в магазине Ликарион в Москве.

Кремний является полезной примесью и может присутствовать в стали до 0,5 %. Являясь эффективным раскислителем, кремний способствует получению плотных слитков стали с улучшенными свойствами. Кремний очень повышает прочность стали за счет образования с ферритом твердого раствора. Это снижает способность стали к вытяжке и холодной штамповке. В связи с этим в сталях, предназначенных для такой обработки, содержание кремния должно быть пониженным.

Фосфор для большинства сталей является вредной примесью, и содержание его не должно превышать 0,05 %. Фосфор увеличивает прочность и снижает пластичность и вязкость сталей. Он обладает повышенной склонностью к ликвации и, располагаясь вблизи границ зерен, вызывает хладноломкость стали. В ряде случаев фосфор может быть полезным; например, содержание фосфора 0,06-0,15 % улучшает обрабатываемость автоматных сталей режущим инструментом.

Сера является вредной примесью. Она образует сернистое железо FeS, которое взаимодействует с чистым железом, образуя легкоплавкую эвтектику с температурой плавления 988 °С. Эвтектика, располагаясь после затвердевания по границам зерен, при нагреве до 1000-1200 °С оплавляется и приводит к трещинам при деформации стали, т. е. вызывает ее красноломкость. Содержание серы в стали не должно превышать 0,06 %. Вредное влияние серы, как уже указывалось, ослабляет марганец, который практически исключает явление красноломкости. В автоматных сталях содержание серы допускается до 0,08-0,30 %, так как она облегчает обработку стали резанием.

Кислород, азот и водород являются вредными примесями. Кислород и азот находятся в стали в виде оксидов FeO, SiO2, MnO или нитридов Fe4N и др. Эти неметаллические включения нарушают сплошность стали и, являясь концентраторами напряжений, приводят к преждевременному выходу деталей из строя. Водород охрупчивает сталь и приводит к образованию- флокенов, которые представляют собой тонкие трещины овальной или округлой формы. Флокены резко ухудшают свойства стали и делают ее непригодной для применения. Классификация углеродистых сталей. Углеродистые стали классифицируют по назначению и качеству.

17.

создания механизмов и различных конструкций. Принято выделять несколько основных видов конструкционных сталей:

- конструкционная углеродистая сталь;

- строительная сталь;

- цементуемая конструкционная сталь;

- конструкционная улучшаемая сталь;

- высокопрочная сталь;