Аустенита выделяются

Сплав, содержащий углерода больше 0,8%, показан вертикальной линией К.2 (см. рис. 141). Превращение аустенита начинается в точке 5, когда из аустенита выделяется цементит.

it e м t> H т а_ц и и образен доэвтектоидной стали насыщают углеродом при 930 °С в течение 8 ч. При этом содержание углерода в аусте-ните, находящемся в поверхностной зоне, достигает заэвтектоидной концентрации. При последующем медленном охлаждении по границам зерна аустенита выделяется вторичный цементит, образующий сплошную сетку, по которой после охлаждения определяют величину бывшего зерна аустенита (рис. 98, а).

При изотермическом превращении у доэвтектоидных сталей из аустенита выделяется феррит (рис. 8.10), а у заэвтектоидных сталей — цементит.

В доэвтектоидной и заэвтектоидной сталях в интервале Ar, — Art или Аст—Art и ниже Аг> из аустенита выделяется феррит и цементит и лишь затем начинается образование перлита.

С понижением температуры кристаллизации избыточного аустенита в чугунах системы Fe — С — Si коноды аустенит — расплав поворачиваются по часовой стрелке [60]. Этому должно соответствовать постепенное обогащение аустенита кремнием. Исследование дендритной микроликвации этого элемента показало, что в условиях реальной кристаллизации обычно наблюдается обратная за^ кономерность. Противоречие объясняется тем, что значительная часть избыточного аустенита выделяется в процессе рекалесценции, наступающей после первоначального переохлаждения расплава.

Если при термической обработке измельчаются частицы цементита, то вокруг них кристаллическая решетка искажается. Возникающее при этом упрочнение материала объясняют появлением дополнительных препятствий мереметдению дислокаций. Чем больше углерода в стали, тем больше 'ее твердость. Однако прочность стали с увеличением углерода возрастает лишь до 0,8% С. При (большем содержании углерода по границам бывшего зерна аустенита выделяется так называемый вторичный 'цементит, образующий при содержании в стали углерода более 1,2—1,3% сплошной каркас. Будучи хрупким, юн быстрее разрушается при растяжении.

По мере охлаждения из аустенита выделяется либо феррит (линия GO5), либо цементит (линия ?.S). Эти процессы завершаются при охлаждении стали до 723° С и приводят к изменению содержания углерода в аустените.

Выявление и определение величины зерна. Величина зерна определяется различными методами (ГОСТ 5639—65): цементацией, окислением по ферритной или цементитной сетке и травлением границ зерен. По методу цементации образец доэвтектоидной стали насыщают углеродом при 930 °С в течение 8 ч (см. рис. 107). При этом содержание углерода в аустените, находящемся в поверхностной зоне, достигает заэвтектоидной концентрации. При последующем медленном охлаждении по границам зерна аустенита выделяется вторичный цементит, образующий сплошную сетку, по которой после охлаждения определяют величину бывшего зерна аустенита (рис. 110, а).

• Для доэвтектического сплава (белого чугуна), например, с 3% С кривая охлаждения (фиг. 75, в) вначале показывает, что из жидкого сплава выделяется аустенит до тех пор, пока оставшийся жидкий сплав не получит эвтектический состав с 4,3% С. Затем он затвердевает при постоянной температуре 1130° С в цементитную эвтектику—ледебурит. В дальнейшем при охлаждении ниже 1130° С из аустенита выделяется вторичный цементит, что вызывает очень незначительное замедление скорости охлаждения, а в точке Аг весь оставшийся аустенит превращается в перлит при постоянной температуре, что соответствует горизонтальному участку на кривой охлаждения. Образовавшаяся; структура дозвтектического сплава (белого чугуна), состоящая из перлита, вторичного цементита и ледебурита (ледебурит будет состоять из перлита, цементита эвтектического и цементита вторичного), при дальнейшем охлаждении уже изменяться не будет.

Сплав, содержащий углерода больше 0,8%, показан вертикальной линией /С2 (см. рис. 141). Превращение аустенита начинается в точке 5, когда из аустенита выделяется цементит.

ке 2, процесс кристаллизации аустенита заканчивается. От точки 2, до точки J, не происходит никаких превращений, идет процесс охлаждения аустенита. В точке J, и ниже начинает протекать полиморфное превращение. Происходит перестройка кристаллической решетки железа: Fey •-» Fea. В результате из аустенита выделяется феррит. Фазы А + Ф находятся в равновесии, на что указывает проведенная ниже точки.?, горизонтальная линия.

Бейнитное превращение сочетает элементы перлитного и мар-тенситного превращений. Ему предшествует диффузионное перераспределение углерода в аустените, в результате чего образуются участки, обедненные и обогащенные углеродом. Дифференциация участков по содержанию углерода тем больше, чем выше температура превращения. При образовании Бв в обедненных участках возникает пересыщенная углеродом ферритная фаза по мартенситному механизму (низкоуглеродистый мартенсит). В обогащенных участках аустенита выделяются карбиды. Окружающий карбиды аустенит с уже пониженным содержанием углерода претерпевает (у ->• а) -превращение. Отдельные обогащенные участки не претерпевают бейнитного превращения, а при дальнейшем охлаждении превращаются в мартенсит или

На определенном расстоянии по обе стороны сварного шва находятся области, нагревающиеся до критических температур. Здесь по границам зерен пересыщенного аустенита выделяются карбиды, богатые хромом. В результате того что устойчивость по границам зерен уменьшается, в агрессивных средах идет межкристаллитная коррозия. Образование карбидов зависит не только от температуры, но и от продолжительности ее воздействия. Влияние этих факторов определяется химическим составом основного материала и его структурой. Для сварки непригодны стали, при нагревании которых в области критических температур по границам зерен образуется карбид хрома. Поэтому для изготовления сварных конструкций широко применяются стали, стабилизованные титаном, ниобием или танталом, а также стали с низким содержанием углерода, при сварке которых не выделяются карбиды. В большинстве случаев их использования межкристаллитная коррозия в зонах, расположенных на определенном расстоянии от сварного шва, не наблюдается.

вине структуру нижнего бейнита или низкоуглеродистого мартенсита, что приводит к значительному упрочнению. В результате цементации повышается устойчивость переохлажденного аустенита в поверхностном слое, особенно в зоне промежуточного превращения, поэтому при закалке в масле на поверхности образуется высокоуглеродистый мартенсит, обладающий твердостью 58—62 HRC. Однако следует иметь в виду, что при насыщении стали углеродом понижается температура мартенситного превращения в поверхностном слое и возрастает количество остаточного аустенита, особенно в сталях 18Х2Н4ВА и 20Х2Н4А. Остаточный аустенит понижает твердость, а в некоторых случаях сопротивление износу и предел выносливости. Снижение количества остаточного аустенита достигается обработкой холодом (от —100 до —120 °С) после закалки или применением промежуточного высокого отпуска (600—640 СС) с последующей закалкой при возможно более низкой температуре. При высоком отпуске из аустенита выделяются легированные карбиды. При последующем нагреве под закалку значительная часть карбидов остается вне твердого раствора, а менее легированный аустенит при охлаждении превращается в мартенсит, и поэтому количество остаточного аустенита уменьшается, а твердость повышается. Сталь после такого высокого отпуска характеризуется меньшей прокаливае-мостью при последующей закалке. При обработке холодом уменьшается количество остаточного аустенита и повышается твердость, однако происходит некоторое снижение предела выносливости, износостойкости и вязкости по сравнению с высоким отпуском.

После закалки следует отпуск при 550—570 °С, вызывающий превращение остаточного аустенита в мартенсит и дисперсионное твердение в результате частичного распада мартенсита и выделения дисперсных карбидов. Это сопровождается увеличением твердости (вторичная твердость). В процессе выдержки при отпуске из остаточного аустенита выделяются карбиды, что уменьшает его легированность, и поэтому при последующем охлаждении он претерпевает мартенситное превращение (Мп л; 150 °С). В процессе однократного отпуска только часть остаточного аустенита превращается в мартенсит. Чтобы весь остаточный аустенит перешел в мартенсит и произошел отпуск вновь образовавшегося мартенсита, применяют многократный (чаще трехкратный) отпуск при 550—570 °С. Продолжительность каждого отпуска 45— 60 мин. Для стали Р6М5 оптимальный режим отпуска, обеспечивающий наибольшую твердость и высокие механические свойства: 350 °С 1 ч (первый отпуск) и 560—570 °С по 1 ч (последующие два отпуска). Получение более высокой твердости объясняется тем, что при температуре 350 °С выделяются частицы цементита, равномерно распределенные в стали. Это способствует более однородному выделению и распределению специальных карбидов МвС при температуре 560—570 °С.

гируют молибденом, ванадием, вольфрамом, ниобием и бором. Из этих сталей изготавливают детали газовых турбин, работающих при температуре 600-700 "С. Аустенит-ные стали делятся на неупрочняемые термической обработкой (гомогенные) и упрочняемые закалкой и старением (дисперсионно твердеющие). Стали, не упрочняемые термической обработкой (09Х14Н16Б, 09Х14Н19В2БР и др.), подвергают закалке от 1100-1160 °С в воде или на воздухе с целью получения однородной аустенитной структуры. Дисперсионно твердеющие стали (45Х14Н14В2М, 10Х11Н20ТЗР и др.) подвергаются закалке от 1050-1200 "С в воде, масле или на воздухе. При этом образуется высоколегированный аустенит. Далее следует старение при 600-850 "С. При старении из аустенита выделяются мелкодисперсные избыточные фазы (карбиды или интер-металлиды), упрочняющие сталь и повышающие сопротивление ползучести.

мического распада аустенита с линией выделения избыточных специальных карбидов (рис 60, штриховая линия) В этом случае в процессе выдержки при температуре отпуска (обычно 500—600 °С) из остаточного аустенита выделяются специ альные карбиды типа Ме2зС6 и др t остаточный аустенит обедняется уг леродом 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

Стали 12ХНЗА, 20ХНЗА, 20Х2Н4А, 12Х2Н4А, 18Х2Н4ВА и др. (см. рис. 150) при закалке в масле приобретают в сердцевине структуру нижнего бейнита или низкоуглеродистого мартенсита, что приводит к значительному упрочнению стали. В результате цементации повышается устойчивость переохлажденного аустенита в поверхностном слое, особенно в зоне промежуточного превращения, поэтому при закалке в масле на поверхности образуется высокоуглеродистый мартенсит (HRC 58—62). Однако следует иметь в виду, что при насыщении стали углеродом понижается температура мартенситного превращения в поверхностном слое и возрастает количество остаточного аустенита, особенно в сталях 18Х2Н4ВА и 20Х2Н4А. Остаточный аустенит понижает твердость, сопротивление износу и предел выносливости. Снижение количества остаточного аустенита достигается обработкой холодом (от —100 до —120 °С) после закалки или применением промежуточного высокого отпуска (600—640 °С) с последующей закалкой от возможно более низкой температуры (чуть выше Д3). При высоком отпуске из аустенита выделяются легированные карбиды. При последующем нагреве под закалку значительная часть карбидов остается вне твердого раствора, а менее легированный аустенит при охлаждении превращается в мартенсит, поэтому количество остаточного аустенита уменьшается, а твердость повышается. Сталь после такого высокого отпуска характеризуется меньшей прокаливаемостью при последующей закалке. При обработке холодом уменьшается количество остаточного аустенита и повышается твердость, однако происходит некоторое снижение

После закалки следует отпуск при 550—570 °С, вызывающий превращение остаточного аустенита в мартенсит и дисперсионное твердение в результате частичного распада мартенсита и выделения дисперсных карбидов, главным образом М6С (см. рис. 155, г). Это сопровождается увеличением твердости (вторичная твердость). В процессе выдержки при отпуске из остаточного аустенита выделяются карбиды, что уменьшает его легированность, поэтому при последующем охлаждении он претерпевает мартенситное превращение (при температурах ~150°С). В процессе однократного отпуска только часть остаточного аустенита превращается в мартенсит. Чтобы весь остаточный аустенит перешел в мартенсит и произошел отпуск вновь образовавшегося мартенсита, применяют многократный (чаще трехкратный) отпуск при 550—570 °С. Продолжительность каждого отпуска 45—60 мин. Многократный отпуск повышает прочность

Отпуск. При многократном отпуске из остаточного аустенита выделяются дисперсные карбиды, легированность аустенита уменьшается, и он претерпевает мартенситное превращение. Обычно применяют трехкратный отпуск при 550-570 °С в течение 45-60 мин. Режим термической обработки инструмента из быстрорежущей стали Р18 приведен на рис. 6.2. Число отпусков может быть сокращено при обработке холодом после закалки, в результате которой уменьшается содержание остаточного аустенита. Обработке холодом подвергают инструменты сравнительно простой формы. Твердость после закалки HRC3 62-63, а после отпуска она увеличивается до НКСЭ 63-65.

Сплав // (рис. 4.13, б) с содержанием 0,8 % С называется эвтектоид-ной сталью. В ней при температуре линии PSK происходит эвтектоидное превращение, в результате которого из аустенита выделяются феррит с содержанием 0,02 % С и цементит. Такую смесь двух фаз называют перлитом (рис. 4.15, б). Эвтектоидное превращение идет при постоянных температуре и составе фаз, так как в процессе одновременно участвуют три фазы и число степеней свободы равно нулю.

Многие легирующие элементы повышают температурный интервал распада остаточного аустенита до 400-580 °С. В сталях с большим количеством карбидообразующих элементов изменяется и механизм распада: при температуре отпуска из аустенита выделяются специальные карбиды, легированность аустенита уменьшается, и он приобретает способность к превращению при охлаждении — по достижении температуры Мн начинается превращение аустенита в мартенсит.