Основные вредные примеси - сера и фосфор

Так же к вредным примесям относятся газы (азот, кислород, водород) . Сера вредная примесь - попадает в сталь главным образом с исходным сырьём чугуном. сера нерастворима в железе, она образует с ним соединение FeS сульфид железа. при взаимодействием с железом образуется эвтектика (Fe + FeS) с температурой плавления 9880 С. Поэтому при нагреве стальных заготовок для пластической деформации выше 9000

С ста- ль становится хрупкой. При горячей пластической деформации заготовка разрушается. Это явление называется красноломкостью. Одним из способов уменьшения влияния серы является введение марганца. Соединение Mns плавится при 16200 С, эти включения пластичны и не вызывают красноломкости. Содержание серы в сталях допускается не более 0.06%. Фосфор попадает в сталь главным образом также с исходным чугуном, используемым также для выплавки стали.

До 1.2% фосфор растворяется в феррите, уменьшая его пластичность. Фосфор обладает большой склонностью к ликвации, поэтому даже при незначительном среднем количестве фосфора в отливке всегда могут образоваться участки, богатые фосфором. Расположенный вблизи границ фосфор повышает температуру перехода в хрупкое состояние (хладноломкость) . Поэтому фосфор, как и сера, является вредной примесью, содержание его в углеродистой стали допускается

до 0.050%. Скрытые примеси: Так называют присутствующие в стали газы - азот, кислород, водород - ввиду сложности определения их количества. Газы попадают в сталь при её выплавки. В твёрдой стали они могут присутствовать, либо растворяясь в феррите, либо образуя химическое соединение (нитриды, оксиды) . Газы могут находиться и в свободном состоянии в различных несплошностях. Даже в очень малых количествах азот, кислород и водород сильно ухудшают пластические свойства стали.

Содержание их в стали допускается 10-2 - 10-4 %. В результате вакуумирования стали их содержание уменьшается, свойства улучшаются. Углеродистые инструментальные стали бывают двух видов: качественные и высококачественные. Качественные углеродистые инструментальные стали маркируют буквой " У " (углеродистая) ; следующая за ней цифра (У7, У8, У10 и т.д.) показывает среднее содержание углерода в десятых долях процента.

Высококачественные стали маркируются буквой " А " в конце (У10А) . Инструментальные углеродистые стали: Обладают высокой твёрдостью (60-65 HRC) , прочностью и износостойкостью и применяются для изготовления различного инструмента. Углеродистые инструментальные стали У8 (У8А) , У10 (У10А) , У11 (У11А) , У12 (У12А) и У13 (У13А) вследствие малой устойчивости переохлажденного

аустенита имеют небольшую прокаливаемость, и поэтому эти стали применяют для инструментов небольших размеров. Для режущего инструмента (фрезы, зенкеры, свёрла, спиральные пилы, шаберы, ножовки ручные, напильники, бритвы, острый хирургический инструмент и т.д.) обычно применяют заэвтектоидные стали (У10, У11, У12 и У13) , у которых после термической обработки структура мартенсит и карбиды. Деревообрабатывающий инструмент, зубила, кернеры, бородки, отвёртки, топоры изготовляют из сталей

У7 и У8, имеющих после термической обработки трооститную структуру. Углеродистые стали в исходном (отожжённом) состоянии имеют структуру зернистого перлита, низкую твердость (HB 170-180) и хорошо обрабатываются резанием. Температура закалки углеродистых инструментальных сталей У10-У13 должна быть 760-780 0 С, т. е несколько выше Ас1, но ниже Аст для того, чтобы в результате закалки стали получали мартенситную структуру и сохраняли

мелкое зерно и нерастворенные частицы вторичного цементита. Закалку проводят в воде или водных растворах солей. Мелкий инструмент из сталей У10-У12 для уменьшения деформаций охлаждают в горячих средах (ступенчатая закалка) . Отпуск проводят при 150-1700 С для сохранения высокой твёрдости (62-63 HRC) . Сталь У7 закаливают с нагревом выше точки Ас3 (800-8200

С) и подвергают отпуску при 275-325 0 С (48-58 HRC) . Углеродистые стали можно использовать в качестве режущего инструмента только для резанья материалов с малой скоростью, так как их высокая твёрдость сильно снижается при нагреве выше 190-200 0 С. 2. Диаграмма состояния железо-карбид железа. Стали, содержащие от 0,8 до 2.14 % С, называют заэвтектоидными. В начале нагревания заэвтектоидный сплав имеет структуру перлита и вторичного

цементита. При повышении температуры до 7270 С (т. 1) , происходит эвтектоидное превращение, перлит превращается в аустенит. От точки 1 до точки 2 сплавы имеют структуру аустенит + вторичный цементит. По мере приближения к точки 2 концентрация углерода в аустените увеличивается согласно линии SE. При температурах, соответствующих линии SE (т. 2) , аустенит оказывается насыщенным углеродом, и при повышении температуры сплав полностью затвердевает и имеет структуру только аустенита.

До точки 3 в сплаве не происходит никаких изменений, просто увеличивается температура. При повышении температуры в точки 3 из твёрдого аустенита выделяется жидкость. Структура становится жидкость+аустенит. До точки 4 в сплаве не происходит никаких изменений. В точке 4 под влиянием высокой температуры весь аустенит превращается в жидкость. Таким образом, после окончательного нагревания заэвтектоидные сплавы состоят из жидкости.

3. Зародыши аустенита при нагреве выше 7270 С образуются на границах раздела феррит - карбид. При таком нагреве число зародышей всегда достаточно велико и начальное зерно аустенита мелкое. Чем выше скорость нагрева, тем меньше зерно аустенита, так как скорость образования зародышей выше, чем скорость их роста. При дальнейшем повышении температуры или увеличении длительности выдержки при данной температуре происходит собирательная рекристаллизация и зерно увеличивается.

Рост зерна, образовавшегося при нагреве до данной температуры, естественно, не изменяется при последующим охлаждении Способность зерна аустенита к росту зерна неодинакова даже у сталей одного марочного состава вследствие влияния условий их выплавки. По склонности к росту зерна различают два предельных типа сталей: наследственно мелкозернистые и наследственно крупнозернистые. В наследственно мелкозернистой стали при нагреве до высоких темпера тур (1000-10500

С) зерно увеличивается незначительно, однако при более высоком нагреве наступает бурный рост зерна. В наследственно крупнозернистой стали, наоборот, сильный рост зерна наблюдается даже при незначительном перегреве выше 7270 С. Различная склонность к росту зерна определяется условиями раскисления стали и её составом. Чем меньше зерно, тем выше прочность (sв, sт, s-1) , пластичность (d, y) и вязкость (KCU, KCT) , ниже порог хладноломкости (t50) и меньше склонность к хрупкому разрушению.

Уменьшая размер зерна аустенита, можно компенсировать отрицательное влияние других механизмов упрочнения на порог хладноломкости. Легирующие элементы, особенно карбидообразующие (нитридообразующие) задерживают рост зерна аустенита. Наиболее сильно действуют Ti, V, Nb, Zr, Al, и N, образующие трудно растворимые в аустените карбиды (нитриды) , которые служат барьером для роста зерна. Чем больше объёмная доля карбидов (нитридов) и выше их дисперсность (меньше размер)

, тем мельче зерно аустенита. Одновременно нерастворимые карбиды (натриды) оказывают зародышное влияние на образование новых зёрен аустенита, что также приводит к получению более мелкого зерна. Марганец и фосфор способствуют росту зерна аустенита. Все методы, вызывающие измельчение зерна аустенита микролегирование (V, Ti, Nb и др.) , высокие скорости нагрева и др повышают конструкционную прочность стали.

Крупное зерно стремятся получить только в электротехнических (трансформаторных) сталях, чтобы улучшить их магнитные свойства.