Карбидной структуры

При данном же содержании углерода число карбидных частиц, а следовательно, и площадь поверхности раздела фаз будут возрастать при измельчении карбидов. Последнее достигается термической обработкой. Так, нормализованное состояние по размеру частиц упрочняющей фазы (цементита) может быть уподоблено состоянию, изображенному на схеме рис. 221,а, а после закалки с последующим отпуском в зависимости от его температуры — состояниям, изображенным на рис. 221,6 или 221,б; измельчение карбидной составляющей, происходящее при этом, и объясняет более высокую прочность закаленной и отпущенной стали по сравнению с нормализованной.

Воздействие водорода на сталь при повышенных температурах и давлениях сводится в основном к разрушению карбидной составляющей, что вызывает необратимые поте-

ся d -электронами металла и 2 р - электронами углерода. Ионный характер связи возрастает у элементов, расположенных левее железа, отличающихся менее достроенной d -оболочкой. Соответственно увеличивается и прочность связи, обусловливающая более высокую стабильность карбидной составляющей.

При рассмотрении одной группы периодической системы (например, VI группы) наблюдается понижение стойкости карбидной составляющей с увеличением атомного номера элемента. Это подтверждается при легировании стали молибденом (4cP5s') и вольфрамом (5d^6s^),

чивакшшм водородостойкость стали, является стабильность карбидных фаз. При этом наименее устойчивой карбидной составляющей против воздействия водорода является цементит. При введении в сталь более сильных карбидо-образующих элементов образуются карбиды с более устойчивой электронной конфигурацией. Так, при небольших добавках в сталь хрома и молибдена (например, сталь ЗОХМА) карбидным анализом в ней обнаружен лишь легированный хромом и молибденом цементит, а водородостойкость такой стали повышается на несколько порядков (рис. 16,17) по сравнению со сталью марки 20. Это положение можно объяснить тем, что атомы хрома и молибдена, входящие в решетку цементита стали ЗОХМА, отдают свои внешние электроны на ЗД-оболочку железа, и заполнение этой оболочки сопровождается увеличением сил связи между углеродом и хромом, т.е. увеличивается стойкость карбида. Таким образом, решающим фактором, определяющим водородостойкость стали, является природа карбидной фазы, которой определяется прочность межатомных связей между металлом и углеродом.

ЧУГУН КОВКИЙ — пластичный чугун, получаемый путем отжига белого чугуна, значительно превосходящий по пластичности серый чугун с пластинчатым графитом в структуре. Пластичность Ч. к. обусловлена тем, что выделения графита — т. н. углерода отжига в его структуре имеют хлопьевидную форму и поэтому расчленяют металлич.основу чугуна в меньшей степени, чем пластинчатый графит — основу серого чугуна. Углерод отжига образуется в процессе отжига белого чугуна при разложении карбидной составляющей последнего. По микроструктуре Ч. к. подразделяются на более пластичные ферритные и менее пластичные, но более прочные перлитные или перлито-ферритные. Хим. состав Ч. к. (табл. 1) отличается пониженным, по сравнению с серым чугуном, содержанием углерода и кремния. Пониж. содержание углерода (т. е. общее уменьшение количества

карбида вольфрама в составе практически всех промышленных твердых сплавов вызвано тем, что этот карбид единственный среди карбидов переходных металлов, обладающий некоторой пластичностью. Таким образом было установлено, что основной принцип создания твердых сплавов комбинированием твердого карбидного скелета с пластичной металлической связкой (что придает сплаву одновременно высокую твердость и некоторую пластичность) должен быть дополнен карбидной составляющей пластичности при сохранении ее твердости на должном уровне. При резании такими сплавами должна увеличиться податливость резца не только в целом, но и на микроуровне отдельного режущего зерна. В связи с этим была выполнена серия работ, направленных на изыскание заменителей карбида вольфрама новыми тугоплавкими соединениями, отвечающими указанным выше требованиям сочетания прочности и пластичности. Одним из направлений реализации результатов теоретических исследований кафедры было создание безвольфрамовых твердых сплавов на основе карбида титана с никелевой связкой, легированной молибденом, выполнелное канд. техн. наук В. К. Витря-нюком и другими сотрудниками совместно с Чирчикским филиалом ВНИИТС (Г. Т. Дзодзиев). Полученные в результате этого исследования твердые сплавы с 12 и 19%-ной (по объему) никель-молибденовой связкой (отношение N2: Мо= 4 : 1) по прочности на изгиб и сжатие, по ударной вязкости и по упругим характеристикам равноценны стандартным твердым сплавам группы ТК (Т5К10 и Т15К6), а по твердости, окалиностойкости и температуре начала схватывания с углеродистыми сталями существенно превосходят сплавы ТК. Если коэффициент трения сплава Т15К6 по углеродистой стали составляет 0,25, то сплава ТНМ-12 —всего 0,08; температура схватывания у Т15К6— 570°, а у ТНМ-12—700° С, окалиностойкость ТНМ-12 в 2 раза выше, чем у ТК. Исследование стойкости сплавов ТНМ-12 при получистовом и чистовом точении стали 50 в диапазоне скоростей от 20 до 270 м/мин показали их превосходство в 2—4 раза по сравнению со стандартным сплавом Т15К6. Использование тех же сплавов для изготовления матриц мундштучного прессования графитовых стержней (Славянская карандашная фабрика), фильер для волочения проволоки (Узбекский комбинат тугоплавких и жаропрочных металлов), электрод-инструментов для электромеханического сглаживания поверхности стальных деталей (Киевский авиазавод) показало увеличение стойкости в 1,5—3 раза по сравнению со стандартными твердыми сплавами.

Наряду с изменением состава твердой составляющей проведена серия работ по созданию структуры твердых сплавов, обеспечивающей их повышенную износостойкость (доц. А. Н. Крушинский). В частности, разработана технология получения твердых сплавов с неравномерным распределением карбидной составляющей, проведены поисковые работы по армированию твердых сплавов волокнами также из твердых сплавов.

При дальнейшем увеличений содержания хрома в сплаве (25—30%) легированность металлической основы хромом и углеродом повышается, что делает аустенит устойчивым при комнатной температуре. Таким7 образом, металлическая основа литых сплавов, содержащих 25-^-30% Сг, в условиях ускоренного охлаждения в песчаных формах представляет собой у-фазу (метастабиль-ный аустенит). ХЭбщеё увеличение содержания хрома в сплаве одновременно повышает легированность карбидной фазы. В связи с этим при содержании в чугунах более 23% Сг создаются условия для образования карбида (Сг, 'Fe)mCt; Кубический карбид хрома ч содержит меньшее количество углерода, чем тригональный карбид, и имеет более низкую микротвердость. Освободившаяся доля углерода в результате структурного изменения в карбидной фазе идет на образование новых карбидов. Поэтому доля карбидной составляющей в эвтектике сплава, содержащего более 23% Сг, начинает увеличиваться с появлением кубического карбида (Сг, FeJaaCg, что вызывает охрупчивание эвтектики, т.е. ведет к.снижению прочности и пластичности сплава. Несмотря на общее увеличение доли карбидной фазы в'чугунах с 25—30% Сг и роет количества карбидов в эвтектике сплава, относительная износо* стойкость его не повышается по сравнению с чугунами третьей группы. Это можно объяснить, очевидно, более низкой твердостью кубического карбида хрома и более высокой хрупкостью карбидной фазы, также обязанной появлению карбида (Сг, .'Fe)ttCe.

Стали с молибденом после отжига имеют более низкую твердость и меньшее количество карбидной составляющей, что видно из табл. I. 2.

Наиболее высоким уровнем жаропрочных свойств обладает аустенитный чугун с шаровидной формой графита (табл. 76); отличительной особенностью структуры аустенитного чугуна, легированного хромом и марганцем, является наличие карбидной составляющей, количество которой достигает 45— 50% в поле зрения шлифа.

Отпуск до температур порядка 600—650°С, обычно применяемый для стали с низким содержанием углерода (типа 1X13), вызывает распад твердого раствора, что часто сопровождается образованием тонкой карбидной структуры. Отпуск стали следует производить немедленно после закалки, чтобы устранить внутренние напряжения в металле раньше, чем они могут вызвать образование трещин.

Начало превращения феррито-карбидной структуры в аустенит-ную на термокинетической диаграмме (рис. 95) соответствует температурам чуть выше Асъ конец полиморфного а ->• ^-превращения — температурам линии Ас3 и полное растворение карбидов — температурам, образующим линию Аст. Чем выше скорость нагрева, тем при более высокой температуре происходит превращение феррито-цементитнон структуры (перлита) в аустенитную. Интервал температур, в котором протекает превращение перлита в аустенит, тем больше, чем выше скорость нагрева, поэтому при скоростном нагреве (например, токами высокой частоты) температура нагрева для аусте-нитнзации стали должна быть выше, чем при сравнительно медленном печном нагреве.

Медленное охлаждение должно обеспечить распад аустенита малых степенях переохлаждения (рис. \23, б), чтобы избежать разования излишне дисперсной фер-рито-карбидной структуры и свойственной ей более высокой твердости.

Если действительная скорость охлаждения в сердцевине будет меньше УК (рис. 129, УК и УК), то изделие прокалится только на некоторую глубину а', а" и прокаливаемость будет неполной. В этом случае в сердцевине произойдет распад аустепита с образованием пластинчатой феррито-карбидной структуры (троостита, сорбита или перлита).

В области б карты идет трансформация сорбитной составляющей структуры вплоть до феррито-карбидной структуры, разрушение порообразованием.

В области & происходит полный распад сорбитной составляющей с образованием феррито-карбидной структуры, разрушение идет также порообразованием. В отличие от области б наблюдается некоторый рост зерен.

Однако недостатком всех карбидообразующих элементов является их преимущественная растворимость в цементите; концентрация же их в аустените незначительна, что не обеспечивает его переохлаждения и образования мартенситной структуры. Например, для получения аустенито-карбидной структуры в хромистых чугу« нах требуется более 23% Сг, аналогичная структура в марганцевых белых чугунах достигается при 7—10% Мп. Это, в частности, объясняет тенденцию поддерживать в износостойких чугунах (типа 260Х28М5, 280X12М и др.) высокие концентрации карбидообразу-емых элементов. Несмотря на высокое содержание хрома и молибдена, эти сплавы характеризуются весьма низкой износостойкостью.

Стали 1X13 и 2X13 часто отпускают при 600-650 °С, после чего они имеют структуру распавшегося мартенсита с выделившимися карбидами. Тем не менее и в этом случае стали обладают более высокой коррозионной стойкостью, чем после отжига, формирующего ферритно-карбидную структуру. Закалка и высокотемпературный отпуск приводят к образованию более тонкой и гомогенной ферритно-карбидной структуры в хромистых нержавеющих сталях, которые претерпевают полиморфное превращение. Следует иметь в виду, что при термообработке крупных деталей или узлов оборудования из сталей с повышенным содержанием С отпуск необходимо проводить сразу после закалки с целью предотвращения образования закалочных трещин. Для этих сталей применяют повышенную температуру нагрева под закалку для обеспечения более полного растворения карбидов Сг. Например, для сталей 1X13 и 2X13 оптимальными температурами закалки являются 950-975 °С, а для сталей 3X13 и 4X13 - 975-1050 °С. Нагрев до более высоких температур не рекомендуется, так как это приводит к образованию грубой структуры мартенсита и возникновению крупных зерен, что снижает пластичность и ударную вязкость сталей.

1. ПРЕВРАЩЕНИЕ ФЕРРИТНО-КАРБИДНОЙ СТРУКТУРЫ В АУСТЕНИТ ПРИ НАГРЕВЕ

Рис. 104. Диаграмма изотермического образования аустенита для стали с 0,8% С с исходной структурой пластинчатый перлит (а) и схемы превращения феррнтно-карбидной структуры (перлита) в аустенит (б):

Все легирующие элементы (за исключением кобальта) увеличивают устойчивость переохлажденного аустенита в области перлитного и бейнитного превращений и на диаграмме изотермического превращения сдвигают вправо, т. е. в сторону большего времени выдержки, кривые начала и конца распада. Причины высокой устойчивости переохлажденного аустенита в области перлитного превращения многие исследователи связывают с тем, что в результате распада легированного аустенита в перлитной области образуются феррит и легированный цементит или специальный карбид. Для образования такой ферритно-карбидной структуры между у-твердым раствором и карбидом должно пройти диффузионное перераспределение не только углерода, но и легирующих элементов. Карби-дообразующие элементы переходят в карбиды, а элементы, не образующие карбидов, — в феррит. Замедление распада аустенита в перлитной зоне объясняется малой скоростью диффузии легирующих элементов в аустените и уменьшением скорости диффузии углерода под влиянием карбидообразую-щих элементов. Кроме того, легирующие элементы уменьшают скорость полиморфного превращения у -*¦ а, которое находится в основе распада аустенита.