Карбидной эвтектики

В результате коагуляции размер частиц карбидов становится ~1 мкм, тогда как после отпуска при 400—450 °С (троостит отпуска) их величина 0,3 мкм (рис. 121, в). При температурах, близких к к точке Ль образуется еще более грубая феррито-карбидная структура (диаметр карбидных частиц ~3 мкм), называемая зернистым перлитом (правильнее перлитом с зернистым цементитом). При этих температурах происходит рекристаллизация феррита и во многом устраняется его субструктура.

лы) экспериментальные точки располагаются выше параметрической кривой средних долговечностей (линии 4 и 5 на рис. 3.27), а кривая металла с пониженным сопротивлением разрушению (феррито-карбидная структура, балл 6, 7) близка к границе 5%-ной вероятности разрушения (линия 8 на рис. 3.27); при а> 100 МПа некоторые точки располагаются даже ниже этой границы, что, вероятно, следует отнести за счет методики испытаний на длительную прочность (постоянная нагрузка, а не напряжение) — разрушению предшествуют значительные деформации, из-за этого происходит уменьшение поперечного сечения образца и соответствующее увеличение истинных напряжений и уменьшение долговечности.

Различие восприимчивости к охрупчиванию между нормализованным перлитом и ферритно-сфероидальной карбидной микроструктурой имеет большое значение, так как стали с такими структурами применяются в конструкциях, требующих средней прочности. Имеющиеся данные несколько противоречивы [20], что особенно заметно при сравнении результатов по катодному наводо-роживанию и по поведению в нитратных или каустических растворах. Большинство исследователей считает сфероидальные структуры более стойкими против охрупчивания [10, 16, 23]. Однако в одной работе [51] было показано преимущество перлита: при одинаковом уровне прочности (~550 МПа) сфероидизированная карбидная структура оказалась втрое более восприимчивой к водородному охрупчиванию, чем феррито-перлитная смесь. Такое расхождение может объясняться изменением характера разрушения и, вероятно, влиянием размера зерна. В другом случае [49] наблюдалась обратная картина: при равной прочности крупнозернистая сфероидальная структура была более стойкой против растрескивания, чем перлитная, имевшая, правда, меньший размер зерна. Для учета различия размеров зерен в работе [49] использовалось интересное наблюдение, согласно которому начальное напряжение растрескивания зависит от размеров зерна в перлитных сталях, но не зависит в случае сфероидальной структуры.

Следовательно, оптимальным режимом термообработки стали XI7 является высокотемпературный отпуск при 740-780 °С с последующим охлаждением на воздухе или в воде. В стали формируется стабильная ферритно-карбидная структура, обеспечивающая высокую пластичность. В то же время Сг в твердом растворе достаточно для поддержания высокой коррозионной стойкости стали.

Общее представление о превращениях, которые протекают в стали при нагреве, можно получить из диаграммы состояния Fe—Fe3C (см. рис. 83). При нагреве эвтектоидной стали {0,8 % С) несколько выше критической точки Асх (727 °С) перлит (ферритно-карбидная структура) превращается в аустенит:

В результате коагуляции размер частиц карбидов становится —10 -10"3 мм, тогда как после отпуска при 400—450 °С он составляет 3-10"5 мм (троостит отпуска). При температурах, близких к точке Аи образуется еще более грубая ферритно-карбидная структура (диаметр карбидных частиц ~30-10~5 мм), называемая зернистым перлитом (зернистым цементитом).

Электронномикроскопические исследования, выполненные на разрывных образцах улучшенной стали 35ХГСА (Aci - 770°С), позволили проследить за распадом метастабильного аустенита, образовавшегося ниже равновесной точки Aci [67]. В исходном состоянии сталь имела структуру сорбита отпуска с равномерно распределенными карбидами округлой формы. После нагрева до 740°С с выдержкой 10 мин в шейке (ф = 45 %) образовались области аустенита. В тех же местах, где превращение не произошло, зернистая феррито-карбидная структура сохранилась. В результате длительной выдержки (4 ч) при 740°С в шейке появляются участки с очень дисперсной пластинчатой структурой. Поскольку после улучшения структура имеет качественно иной характер, эти

гост Химически став 1 s 3 изломы I Волосовнш в состоянии поставки после закалки и отпуска разрыв ударная вязкость Длительная прочность га 1 о m S Вытяжка Эриксену) Прока лива( и чувствие НОСТЬ К 331 Неметалла' включения Обезуглер< вание Величина з Структура i лита в ото: ной стали Карбидная однородное ' Структур» полосчатое' Карбидная Структура бодный цел W «J О В Межкриста ная коррог

Электронномикроскопические исследования, выполненные на разрывных образцах улучшенной стали 35ХГСА (Aci = 770°C), позволили проследить за распадом метастабильного аустенита, образовавшегося ниже равновесной точки Асг [67]. В исходном состоянии сталь имела структуру сорбита отпуска с равномерно распределенными карбидами округлой формы. После нагрева до 740°С с выдержкой 10 мин в шейке (ф = 45 %) образовались области аустенита. В тех же местах, где превращение не произошло, зернистая феррито-карбидная структура сохранилась. В результате длительной выдержки (4 ч) при 740 С в шейке появляются участки с очень дисперсной пластинчатой структурой. Поскольку после улучшения структура имеет качественно иной характер, эти

В результате коагуляции размер частиц карбидов становится ~1 мкм, тогда как после отпуска при 400—450 °С (троостит отпуска) их величина 0,3 мкм (рис. 121, в). При температурах, близких к к точке Лг, образуется еще более грубая феррито-карбидная структура (диаметр карбидных частиц ~3 мкм), называемая зернистым перлитом (правильнее перлитом с зернистым цементитом). При этих температурах происходит рекристаллизация феррита и во многом 'устраняется его субструктура.

высоколегированной стали; / — углеродистая сталь; // — низколегированная; /// — высоколегированная; Ф~ЬК — пластинчатая феррито-карбидная структура (троостит, сорбит или перлит)

К. Н. Миняйловским, А. И. Мартыновой и Я. М. Пикулиной проведено исследование комплексно легированных чугунов с раз* личным содержанием ванадия (3,74—8,10%) [46]. Изменяя степень легирования и скорость охлаждения, получали отливки, структура которых при наличии ванадиево-карбидной эвтектики и вторичных карбидов ванадия отличалась строением матрицы (перлитная, аустенитная с 3—6% мартенсита, аустенито-мартенситная, мартен* ситная, перлито-бейнитная, мартенсито-бейнито-аустенитная). Анализ экспериментальных данных показал, что наибольшая износо-стойкость характерна для сплавов, имеющих аустенитную матрицу сЗ—15% мартенсита.

При увеличении содержания углерода (рис. 26, а) относительная износостойкость монотонно повышается, при этом более резко повышается твердость наплавленного металла, особенно при содержании более 2,5<)/01 С. Увеличение износостойкости и твердости они связывают с возрастанием количества карбидной эвтектики. Хром оказывает аналогичное влияние (рис. 26, б). Наплавленные

Первые литые твёрдые сплавы типа стеллитов, нашедшие применение в мировой технике, были разработаны в США в 1907 г. инженером Хайнесом (Elvoo Haynes). Они состоят в основном из твёрдого раствора и карбидной эвтектики, в отдельных случаях со сложными карбидами.

Электродуговая наплавка сормайта по способу Славянова производится электродами из сормайта с покрытием, состоящим из плавикового шпата, ферромарганца, феррохрома, алюминиевого порошка, графита и мрамора, размешанных на жидком стекле. Структура твёрдого сплава сормайт мало зависит от способа наплавки. Наплавленный слой состоит из твёрдого раствора хрома в железе и карбидной эвтектики со сложными карбидами (по мере удаления от основного металла) для сормайта № 1 и без них для сормайта № 2.

Наплавленный слой вокара представляет собой сплав сложных карбидов вольфрама и железа и карбидов вольфрама, а сталинита — сплав сложных карбидов хрома, марганца и железа с наличием этих же сложных карбидов в свободном виде. При двухслойной наплавке вокара получается заэвтектическая структура с угловатыми выделениями карбидов и вольфрамидов, а при двухслойной наплавке сталинита— заэвтектическая структура с игольчатыми карбидами, расположенными на фоне мелкой карбидной эвтектики. Вокар и сталинит дают при наплавке неплотный металл, иногда с небольшими поверхностными трещинами. При наплавке „вгорячую" (с предварительным подогревом деталей перед наплавкой) получается более плотный наплавленный слой. Твёрдость по Роквелу (шкала А) наплавленного слоя вокара составляет 80 — 82 и сталинита 76 — 78. Износоустойчивость наплавленного слоя вокара выше, чем сталинита. Температура плавления вокара 2700° С, сталинита 1300—1350° С. Твёрдость наплавленного слоя сталинита сохраняется при нагреве до 500° С, при дальнейшем повышении температуры твёрдость резко снижается. Наплавленный слой вокара обладает более высокой красностойкостью, чем сталинит.

В настоящее время накоплено достаточно данных о влиянии ЭШП на качество нержавеющих сталей. Макроструктура слитков ЭШП характеризуется высокой плотностью и однородностью, что, естественно, обеспечивает высокое качество деформированного металла даже при малых степенях деформации. Наличие послойной кристаллизации в структуре не является браковочным признаком и отражает прерывистый характер кристаллизации. Проведенные нами исследования подтвердили высокое качество металла с послойной кристаллизацией [161]. Для слитка ЭШП характерно очень равномерное и дисперсное распределение второй фазы, например, первичного феррита, боридной или карбидной эвтектики в аустенитной основе. Например, если в обычном слитке аустенито-ферритной стали содержание феррита по мере приближения к центру слитка возрастает с 20 до 30—32%, а выделения феррита имеют грубый характер, то в слитке ЭШП строение феррита более тонкое, а разница его содержания по сечению слитка не превышает 5%.

Нагрев с 850 до 1280° С (Р18), когда сталь уже находится в пластичном состоянии (аустенит + карбиды), наоборот, должен быть очень быстрым, чтобы предотвратить обезуглероживание поверхности инструмента и рост зерна аустенита. Высокая температура (1260—1280° G) при закалке стали Р18 (для стали Р9 1240—1250°) требуется для растворения большого количества карбидов в аусте-ните. Более высокая температура нагрева может привести к образованию карбидной эвтектики (ледебурита) на" режущей кромке (начало оплавления режущей кромки). Несколько меньшая температура применяется для нагрева фасонного инструмента, чтобы предохранить его от возможности оплавления режущей кромки.

Инструменты из быстрорежущей стали Р18 обычной производительности отличаются высокой производительностью при тяжелых режимах резания, например при снятии крупной стружки с большими скоростями резания на сталях с твердостью НВ 250 и выше. Однако недостатком этой стали является высокое содержание в ней ценного вольфрама. Кроме того, слишком большое количество карбидной эвтектики часто вызывает строчечное расположение

Кроме порошковых твердых сплавов, в машиностроении применяют и литые твердые сплавы, которые применяются или зернистыми или в виде электродов. После наплавки они имеют структуру заэвтектического, легированного, белого чугуна и очень высокую твердость благодаря присутствию большого количества карбидов и карбидной эвтектики.

При кристаллизации сплавов типа 18-8, содержащих более 0,5% С (см. рис. 3, а), происходит нечто подобное описанному применительно к сплавам типа 18-8 с 0,1 % С. И здесь имеет место реакция, напоминающая перитектическую. По достижении точки, лежащей на линии Е—С, в результате реакции кристаллов у с жидкостью образуются кристаллы карбидной фазы эвтектического (ледебуритного) типа. В процессе кристаллизации^сплавов, содержащих более 0,7% С, в материнской жидкости сначала образуются первичные карбиды, а затем идет совместное образование у и карбидов. В реальных условиях сварки имеет место неразновесная кристаллизация, и точки Е и С сдвигаются влево, в сторону более низких концентраций углерода. В сварных швах на сталях типа 18-8 карбидная эвтектика появляется не при 0,5% С, а уже при 0,20—0,25%. Вследствие быстрой кристаллизации сварочной ванны и наличия квазиперитектических реакций, в сварном шве фиксируется двухфазная структура Y ~Ь к'. Аналогичное явление наблюдается, если вместо карбидной эвтектики совместно с аустени-том кристаллизуется другая эвтектическая фаза, например си-лицидная, ниобидная или боридная.

Для слитков ЭШП характерно очень равномерное и дисперсионное распределение второй фазы, например, первичного феррита, боридной или карбидной эвтектики в аустенитной основе.

Металлографическое исследование показало, что структура такого слоя состоит из высоколегированного хромом и марганцем аустенита и карбидной эвтектики. Измерениями было установлено, что карбидная эвтектика имеет микротвердость Я 1069, аусте-нит Н 464, а основной металл (сталь 35Л) в зоне термического влияния Н 254. В зависимости от температуры нагрева при наплавке в зоне термического влияния образуются следующие структурные участки: неполного расплавления, перегрева, нормализации и неполной перекристаллизации (рис. 155, а). Эта зона распространяется на глубину до 10 мм, т. е. примерно в 2 раза меньше, чем при обычной газовой сварке. Участок неполного расплавления практически неразличим и сливается с участком наплавленного металла.