Аустенита уменьшается

При выделении цементита аустенит обедняется углеродом в соответствии с линией ES, показывающей предельное насыщение аустенита углеродом.

После охлаждения до комнатной температуры аустенитное состояние сохраняется, при этом точка Ms лежит еще ниже комнатной температуры, но точка MD вследствие обеднения аустенита углеродом и легирующими элементами переместилась в зону положительных температур. Деформация во время испытания при комнатной температуре ведет к образованию мартенсита. Таким -образом исходное, аустенитное, сравнительно малопрочное состояние в процессе испытания (или эксплуатации) в результате пластической деформации превращается в высокопрочное, мартенситное.

Дальнейший рост ферритных пластинок ведет к обогащению окружающего аустенита углеродом, что затрудняет дальнейшее развитие •у—»а-превращении. В обогащенном таким образом углеродом аусте-ните зарождаются новые и растут ранее возникшие пластинки цементита. В результате образования и роста частиц карбидов вновь создаются условия для возникновения новых и роста имеющихся кристалликов (плаотинок) феррита. В результате происходит колониальный (совместный) рост кристалликов феррита и цементита 2, образующих перлитную колонию (рис. 102). Размер перлитных колоний («перлитное зерно») и перлитных субколоний тем меньше, чем мельче зерно исходного аустенита и больше степень его переохлаждения.

В начале этого превращения происходит диффузионное перераспределение углерода в аустените (рис. 114), что приводит к образованию в нем объемов, обогащенных и обедненных углеродом. Участки ау-стенита с низким содержанием углерода, у которых точка Ма лежит в области температур промежуточного превращения (см. рис. 112), претерпевают у ~> «-превращение по мартенситному механизму. Образующийся малоуглеродистый мартенсит тут же отпускается при температурах промежуточной области с образованием бейнитной структуры. В объемах аустенита, обогащенных углеродом, если их пересыщение высокое, в процессе изотермической выдержки могут выделяться частицы карбидов (рис. 114). Это, естественно, приведет к обеднению *гнх участков аустенита углеродом и к протеканию в них превращения по мартенсптному механизму Мартепоитныи механизм образования а-фазы и обусловливает ее игольчатую структуру п по

Образующаяся при бейнитном превращении а-фаза (мартенсит), пересыщена углеродом и притом тем сильнее, чем ниже температуры превращения. Поэтому сразу после у ->- «-превращения из пересыщенного ос-раствора могут выделяться частицы карбидов. Механизм образования верхнего и нижнего бейнита, в принципе, одинаков. Различие состоит в том, что в области образования верхнего бейнита вначале происходит более значительная дифференциация по концентрации углерода в кристаллах аустенита, что вызывает более сильное обогащение отдельных объемов аустенита углеродом и, следовательно, образование более обедненной углеродом а-фазы. Поэтому, в общем, структура верхнего бейнита более грубая, чему способствует также выделение карбидов главным образом из аустенита При образовании нижнего бейнита, наоборот, обогащение аустенита углеродом обычно сравнительно невелико, а пересыщение а-фазы более значительно. Поэтому карбиды выделяются главным образом в кристаллах а-фазы (рис, ИЗ), а сама структура нижнего бейнита более гонкая.

Заэвтектоидные стали под закалку нагревают несколько выше Асг. При таком нагреве образуется аустенит при сохранении некоторого количества вторичного цементита. В итоге после охлаждения структура стали состоит из мартенсита и нерастворенных частиц карбидов, обладающих высокой твердостью, и закаленная сталь характеризуется высокой твердостью (рис. 128, б). Верхний предел температуры закалки для большинства заэвтектоидных сталей ограничивают, так как чрезмерное повышение температуры выше Лс1 связано с пересыщением аустенита углеродом, большим количеством остаточного аустенита, со снижением прочности. Поэтому интервал температур закалки большинства сталей невелик (15— 20 °С).

При цементации стали атомы углерода диффундируют в решетку у-железа. По достижении предела насыщения аустенита углеродом, определяемого линией SE на диаграмме Fe — Ке;1С (см. рис. 75), на поверхности может образоваться сплошной слой цементита

аустенита обедняется углеродом, снижает свою устойчивость и испытывает полиморфное у-»а превращение. Кристаллы феррита зарождаются на границах с цементитом. Дальнейший рост ферритных пластин ведет к обогащению окружающего аустенита углеродом и торможению у - а превращения. Начинается зарождение и рост пластинок цементита. Чередование процессов повторяется до полного образования пластинчатого строения.

Рентгенографические исследования [100, 109] подтверждают, что непосредственно в процессе деформирования стали по режиму ВТМО происходит выделение углерода и одновременное дробление блоков аустенитных зерен. Однако у стали, не прошедшей отпуска, последний эффект не проявляется, поскольку он перекрывается более сильным эффектом, связанным с обеднением аустенита углеродом при деформации. При сравнительно небольших степенях обжатия (до 30%), не вызывающих значительного выделения углерода из твердого раствора, но приводящих к его деформационному упрочнению, снижается способность аустенита к образованию полос сдвига. А именно полосы сдвига при их образовании являются потенциальными центрами кристаллизации (для последующего мартенситного превращения). Все это приводит к увеличению остаточного аустенита после таких режимов ТМО, что было отмечено также в ряде других работ [106, 120 и др.]. При больших степенях деформации решающую роль в рассматриваемых процессах приобретает другой фактор — обеднение аустенита углеродом. В результате точка мартенситного превращения повышается, а количество остаточного аустенита в структуре стали уменьшается [100]. Такое изменение соотношения фазовых составляющих приводит к повышению не только прочности, но и пластичности стали: при некоторых средних значениях обжатия после ВТМО наблюдается максимум пластичности, что соответствует состоянию, когда после закалки сохраняется наибольшее количество остаточной у- или р-фазы (для сплавов на основе титана) [100, 130, 134].

критической (как и при обычной закалке с 830— 900° С), выдержке, обеспечивающей полный прогрев детали и насыщение аустенита углеродом (если исходная структура была перлито -феррито-графитовой или феррито-графито-вой), и закалке в горячую среду. Закалочными средами могут служить масло (170— 180°С), соляные ванны (200— 600" С), свинцовые ванны(500°С

Детали, имеющие в структуре повышенное количество феррита, требуют более продолжительной выдержки для более полного насыщения аустенита углеродом. Недостаточно длительная выдержка приводит к неполной закалке (рис. 21), неоднородной структуре и твердости. Излишне длительная выдержка способствует окислению отливок и не оказывает положительного влияния на повышение твердости чугуна (табл. 11).

При более низких температурах (ниже 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 «0,02 % С).

При больших скоростях нагрева превращение перлита в аустенит сдвигается в область высоких температур (см. рис. 95), и начальное зерно аустенита уменьшается. Поэтому температура закалки

зерна аустенита уменьшается. Увеличение скорости нагрева требует более высоких температур превращения; в условиях скоростного нагрева зерно аустенита измельчается.

числа актов фрагментации, а доля остаточного аустенита уменьшается (рисунок 2.4).

числа актов фрагментации, а доля остаточного аустенита уменьшается (рисунок 2.4).

Повышение износостойкости сплавов с появлением и ростом количества аустенита объясняется тем, что последний препятствует выкрашиванию имеющихся в сплаве крупных карбидов. Твердость металлов с увеличением количества аустенита уменьшается.

мартенсита подобные стали подвергают либо «разбалансировке» при 700—750° С, либо обработке холодом при —70° С, либо пластической деформации. При «разбалансировке» происходит выделение из аустенита карбидов хрома, легированность аустенита уменьшается и повышается температура,начала мартенситного превращения. »

3. Вторичная твёрдость стали Х12М может быть получена лишь при закалке с высоких температур (1120—1150°). Изменение твёрдости и количества остаточного аустенита в зависимости от числа отпусков стали Х12М, закалённой с температуры 1130° и отпущенной при температурах 500, 525 и 550°, показано на фиг. 65. Девятикратный отпуск при 500° даёт лишь незначительное уменьшение количества остаточного аустенитаи соответственно незначительное увеличение твёрдости. После пятого отпуска при 525° устойчивость аустенита уменьшается: после девятого отпуска его остаётся не более 10%; твёрдость при этом соответственно возрастает до 62 HR . При

Количество остаточного аустенита уменьшается по мере повышения температуры отпуска, увеличения его продолжительности или числа отпусков, что подтверждается данными табл. 19

вающие) объясняется наличием в периферийных слоях большого количества остаточного аустенита. Распределение остаточного аустенита в циа-нируемых образцах стали 40Х, полученное К. А. Набатовой рентгенографическим методом, показано на рис. 9, из которого видно, что у самой поверхности цианированных образцов остаточный аустенит может составлять 80—100% всех составляющих; по мере удаления от поверхности количество остаточного аустенита уменьшается.

Зависимость количества остаточного аустенита от глубины стравленного слоя б приведена на рис. 21. На поверхности достигается максимальное значение аустенита (48%). По мере стравливания упрочненного слоя количество аустенита уменьшается и на глубине 0,76 мм от поверхности образца рентгенограммы показывают полное отсутствие аустенита. Такие изменения количества аустенита подтверждают влияние снижения силового и термического воздействия.