Легированного мартенсита

Цементит способен образовывать твердые растворы замещения. Атомы углерода могут замещаться атомами неметаллов: азотом, кислородом; атомы железа — металлами: марганцем, хромом, вольфрамом и др. Такой твердый раствор на базе решетки цементита называется легированным цементитом. Обычное обозначение легированного цементита М3С, где под буквой М подразумевают железо и другие металлы, замещающие атомы железа в решетке цементита.

Благоприятное влияние небольших добавок молибдена (до 0,5—0,6%), тормозящих и даже иногда устраняющих отпускную хрупкость II рода, объясняется тем, что молибден слабо участвует в образовании легированного цементита (Fe, Мо)зС и при таких содержаниях не образует специальных карбидов. Поэтому обеднения приграничных участков зерен молибденом не происходит. Присутствие же молибдена в растворе уменьшает разницу в диффузионной подвижности атомов по границам и в объеме зерна и тем самым ослабляет возникновение неоднородности по другим карбидообразу-ющим элементам. Вместе с тем молибден устраняет вредное влияние фосфора по границам зерен.

Введение в сталь хрома, молибдена, вольфрама, ванадия и других карбндообразующих элементов задерживает аустепитизацию из-за образования легированного цементита или трудно растворимых в аустените карбидов легирующих элементов. Соответственно больше требуется времени п для гомогенизации аустенита. Легирующие эле

Степень завершения гомогенизации при сварке зависит от Утах, диффузионной подвижности элементов, времени пребывания при температурах гомогенизации и исходной макро- и микрохимической неоднородности. Максимальная степень гомогенизации соответствует участкам ОШЗ, нагреваемым до Тс, учитывая, что коэффициенты диффузии элементов увеличиваются с повышением температуры в экспоненциальной зависимости. С наибольшей скоростью гомогенизация происходит по С, с меньшей — по S, Р, Cr, Mo, Mn, Ni, W в приведенной последовательности (коэффициенты диффузии в железе при 1373 К составляют для С 10~" и для остальных элементов 10~'3...10~'5 м2/с). Время пребывания при температурах гомогенизации зависит от теплового режима сварки, а также от класса применяемых сварочных материалов. Последнее связано с дополнительным нагревом ОШЗ выделяющейся теплотой затвердевания шва (аналогично их влиянию на степень оплавления ОШЗ). Степень влияния металла шва определяется 7с.„.ш.Чем она выше, тем при более высоких гомологических температурах происходит дополнительный нагрев ОШЗ. При переходе от сравнительно тугоплавких ферритно-перлитных сварочных материалов к более легкоплавким аусте-нитным время пребывания ОШЗ свыше 1370 К уменьшается примерно в 1,5 раза. Весьма существенно влияет исходное состояние стали. Наличие труднорастворимых крупных скоагули-рованных частиц легированного Цементита и специальных карбидов, например после отжига стали на зернистый перлит, заметно снижает степень гомогенизации.

полного залечивания пор в аустените от легирования стали. По всей видимости, это обусловлено двумя факторами: барьерным действием карбидных частиц и степенью химической неоднородности на границе раздела пора-матрица, затормаживающей процессы залечивания. Минимальные температуры полного залечивания микропор в аустените при выдержке в течение 1 ч составляют для стали 12МХ — 960 °С, стали 12Х1МФ - 1030 °С, стали 15Х1М1Ф — 1050 °С. Изучение полноты растворения карбидов при нагреве, проведенное на пластинчатых образцах, которые после нагрева и выдержки при различных температурах у -области подвергались закалке, показало, что растворение легированного цементита и специальных карбидов в стали 12 MX происходит при 900 °С. В стали 12Х1МФ и 15Х1М1Ф для растворения дисперсных карбидов-ванадия необходима более высокая температура 1030—1050 °С;

Кобальт Со3С (6,36% С) -соединение неустойчиво Co3N (7,34% N) Co2N (10,71% N) Большая растворимость, достигающая при температурах ниже 700° С почти 75%. Повышает температуру рекристаллизации феррита 1-железо и кобальт обладают непрерывной растворимостью в твердом состоянии. Уменьшает способность аустенита к переохлаждению Повышает точку /44; сначала повышает и далее понижает точку Ая. Гистерезис между точками АС1 и Аг не увеличивается с повышением содержания кобальта. Повышает скорость превращения аустенита; уменьшает межпластинчатое расстояние в перлите; ускоряет процесс роста и коагуляции частичек легированного цементита и специальных карбидов. В цементите (FeC)3 растворяется до 50% кобальта. Повышает температуру мартенситного превращения

мость при закалке с нормальных температур. Ванадиевая сталь, закаленная с низких температур и сохраняющая карбиды ванадия нерастворенными, не отличается по поведению при отпуске от углеродистой стали. Влияние ванадия на твердость и прочность отожженной и нормализованной стали незначительно. Ванадий повышает предел текучести стали уже в нормализованном состоянии. Малые добавки ванадия способствуют измельчению зерна и повышают вязкость. Ванадий сильно тормозит процесс роста и коагуляции частичек легированного цементита и специальных карбидов. Будучи активным раскислителем и дегазатором, ванадий рафинирует сталь и улучшает ее свариваемость за счет связывания углерода в карбиды и газов в оксиды и нитриды

Легирующие элементы, растворяясь в цементите, повышают его стойкость и температуру диссоциации, а также изменяют скорость его роста и коагуляции. Последнее зависит от растворенного в нем элемента. Так, хром, молибден, ванадий сильно тормозят рост и коагуляцию частиц легированного цементита; кремний и марганец действуют на него слабее, а никель и кобальт могут ускорять этот процесс.

' переход атомов хрома и марганца из твердого раствора в цементит и, связывая часть углерода, будет способствовать уменьшению ^общего количества легированного цементита и концентрации хрома и марганца в .карбидной фазе, •

Весьма дисперсные частицы легированного цементита и карбида Ме,С3 распределены более или менее равномерно в объеме металла. Повышение температуры и увеличение продолжительности нагрева приводит к перераспределению карбидных частиц цементитного типа в направлении границ зерен, к коагуляции и диссоциации этих частиц. Перераспределения и заметной коагуляции карбидных частиц Ме7С3 не наблюдалось. Диссоциируют , эти частицы при температурах несколько выше температур диссоциации цементитных частиц. Карбидные частицы МеС (VC) характеризуются значительно более высокой термической, устойчивостью, меньшей склонностью к коагуляции и перераспределению в, объеме металла.

Молибден способствует измельчению перлита и графитных включений, увеличивает предел прочности (на 3—7 кГ/мм2 при присадке 0,5% Мо), но затрудняет графитизацию вследствие образования легированного цементита и специальных карбидов. Он влияет аналогично хрому, но слабее последнего. Молибден предохраняет ковкий чугун от хрупкости в интервале температур 300—500° С [26].

Структура цементированного слоя состоит из легированного мартенсита с некоторым количеством остаточного аустенита. В нитроцементированном слое, кроме легированного мартенсита, имеются в небольшом количестве нитриды легирующих элементов. Структура азотированного слоя более сложная. На поверхности расположена тонкая, сравнительно мягкая прослойка нитридов железа. Далее расположена основная часть слоя, представляющая собой а-фазу, искаженную дисперсными выделениями нитридов легирующих элементов. Измерение микротвердости (прибор ПТМ-3, нагрузка 50 Г) показало, что максимальная твердость азотированного слоя находится на некоторой глубине.

Структура закаленной быстрорежущей стали содержит около 50 % легированного мартенсита, 30-40 % легированного остаточного аустенита и некоторое количество карбидов, которые при нагреве не перешли в аустенит. Твердость стали после правильной закалки должна составлять 60-64 HRCg.

Составы сплавов подбирают так, чтобы при комнатных или пониженных температурах в них частично или полностью протекало •у-э-М-превращение (См. рис. 122, 127) с образованием легированного мартенсита, в котором при последующем нагреве несколько ниже линии превращения а-+у протекало дополнительное старение, резко повышающее прочностные характеристики сплавов.

Недопустимость такого варианта сварочной технологии заключается в том, что в зоне перемешивания низколегированного металла на аусте-нитный корневой слой образуется участок переменного состава толщиной от 2 до 6 ... 8 мм со структурой легированного мартенсита с содержанием углерода до 0,06 ... 0,10 %. Твердость этого участка шва может достигать высоких значений: 400 ... 600 HV [38], что характеризует склонность металла к хрупкому разрушению (рис. 2.13, б) в условиях ударного и статического нагружения.

Механизм непосредственного зарождения специального карбида в твердом растворе осуществляется для большинства карбидов при отпуске легированного мартенсита По такому механизму формируются все карбиды типа МеС (VC, NbC, TiC, ZrC и др ), карбиды молибдена и вольфрама (МоС, WC, Mo2C, W2C), а также карбиды хрома (Ре, Сг)7С3 и (Ре, Сг)23С6 (при содержании в стали более 2— 4 % Сг)

Наиболее заметным является эффект упрочнения благодаря старе нию легированного мартенсита замещения при нагреве предварительно закаленного (или закаленного и деформированного) сплава на 400— 650 °С вследствие развития процессов распада пересыщенного твердого раствора н образования высокодисперсных равномерно распределенных частиц ннтерметаллидных фаз когерентно связанных с матрицей Под черкнем что в рассматриваемых сталях распад твердого раствора про текает в матрице имеющей высокую плотность дислокации Это облег чает условия гетерогенного зарождения упрочняющих фаз способствует распаду пересыщенного твердого раствора

При оптимальных режимах термической обработки ста ли имеют невысокую твердость, прочность, теплостойкость и удовлетворительную вязкость Вследствие высокой сте пени легирования стали обладают высокой прокаливав мостью и стойкостью против перегрева, в связи с чем температура аустенитизации этих сталей довольно высока (выше 1050вС), что обеспечивает достаточную полноту растворения карбидов в аустените и образование высоко легированного мартенсита На рис 228 показано влияние температуры отпуска на механические свойства стали 11Х4В2С2ФЗМ После оптимального отпуска (530 °С) сталь имеет высокий комплекс механических свойств Не достатком сталей данного типа является образование круп ных избыточных карбидов при отжиге заготовок, что тре бует применения больших деформаций для раздробления крупных карбидных фаз

При низком отпуске мартенсита хрупкость уменьшается вследствие частичной релаксации напряжений. Высокое содержание хрома (13—18 %) в стали приводит к тому, что распад легированного мартенсита при отпуске начинается при 370—400 °С, обеспечивая эффект вторичной твердости при 450—500 °С (рис. 1.7) за счет выделения дисперсных карбидов хрома.

Особенностью этой группы сталей является получение при закалке практически безуглеродистого легированного мартенсита и его последующее старение при температуре около 500 °С,

безуглеродистого легированного мартенсита и его последующее старение при температуре около 500 °С, сопровождающееся выделением ин-терметаллидных фаз. Это обеспечивает сочетание

Из приведенных в табл. 63 и 64 данных видно, что после закалки и низкого отпуска сопротивляемость разрушению выше у сталей с повышенным содержанием углерода. Однако и в этом случае проявляется заметное влияние легирующих элементов. При равном содержании углерода эрозионная стойкость легированного мартенсита выше стойкости нелегированного (рис. 109).