Мартенсита образуется

состояние отпущенного мартенсита, обладающего высокой твердостью, сохраняется лишь до 300—350 °С, то в высоколегированной стали такое состояние сохраняется до 450— 500 °С и выше.

Для придания стали теплостойкости инструмент подвергают закалке и многократному отпуску. Температуру закалки стали Р18 принимают равной 1270—1290 °С, стали Р12 — 1225—1245 °С, Р6М5— 1210—1230 "С. Высокие температуры закалки необходимы для более полного растворения вторичных карбидов и получения при нагреве аустенита, высоколегированного хромом, вольфрамом, молибденом и ванадием. Это обеспечивает повышение прокаливаемости и закаливаемости, а также получение после закалки мартенсита, обладающего высокой теплостойкостью. Однако даже при очень

1)возможность получения при индукционном нагреве мелкого зерна аустенита и, как следствие, мелкокристаллического строения мартенсита, обладающего более высокой прочностью и пластичностью, чем мартенсит «печной закалки»;

температуры начала мартенситного превращения Мн (точка //), температура сердцевины (точка а) еще очень высока. Когда в поверхностном слое детали образование мартенсита уже закончилось (точка К), в сердцевине (точка б) оно еще не начиналось. Образование в поверхностном слое мартенсита, обладающего большим удельным объемом, вызывает значительные напряжения и связанные с ними деформации; в момент, когда сердцевина при охлаждении достигает точки Мн и в ней начинается мартенситное превращение, температура поверхности близка к температуре закалочной среды, что также вызывает возникновение напряжений.

При закалке в воде объемные изменения в стали больше, чем при закалке в масле, что объясняется получением при закалке в воде тетрагонального мартенсита, обладающего большим объемом, чем мартенсит отпуска, получаемый при закалке в масле, вследствие пониженной скорости охлаждения. Сочетание термических и структурных напряжений приводит к уменьшению деформации в тех случаях, когда их направление противоположно, и, наоборот, деформация возрастает, когда термические и структурные напряжения имеют одинаковое направление.

Легирующие элементу оказывают незначительное влияние на распад мартенсита только при температурах ниже 200 °С. При более высоких температурах введение в сталь Cr, Mo, W, V, Si и Ti сильно тормозит процессы распада мартенсита, образования и роста частиц карбидов. Это имеет большое практическое значение. Если в углеродистой и низколегированной стали состояние отпущенного мартенсита, обладающего высокой твердостью, сохраняется лишь до 250—350 С, то в высоколегированной стали такое состояние сохраняется до 450—500 °С и выше.

Для придания стали теплостойкости инструменты подвергают закалке и многократному отпуску. Температуру закалки стали Р18 принимают равной 1270 °С и стали Р6М5 — 1220 °С. Высокие температуры закалки необходимы для более полного растворения вторичных карбидов и получения при нагреве аустенита, высоколегированного хромом, вольфрамом, молибденом и ванадием. Это обеспечивает получение после закалки мартенсита, обладающего высокой теплостойкостью. Однако даже при очень высоком нагреве растворяется только часть карбидов. Для быстрорежущих сталей, содержащих много избыточных (эвтектических и вторичных) карбидов, характерно сохранение мелкого зерна (номер 11—10) даже при нагреве до указанных выше очень высоких температур (см. рис, 176, в). Во избежание образования трещин при нагреве до температуры закалки применяют подогрев инструмента при 800—850 °С 10—15 мин или при 1050—1100 °С 3—5 мин, а крупного инструмента, кроме того, еще при 550—600 °С 15— 20 мин.

Примером стали, способной пройти весь спектр неустойчивости структуры, является мартенситно-стареющая сталь. Рассмотрим ее структуру в случае стали типа ЭП-678. "Богатство" химического состава этой стали (табл. 25) обеспечивает при старении образование стабильных и нестабильных фаз. При ее закалке (обычно от 900°С) происходит мартенсит-ное (у—а) превращение с образованием ОЦК-мартенсита, обладающего высокой плотностью дислокаций (р к 1011 см~2). В структуре стали после закалки присутствуют карбиды титана, интерметаллическая фаза Лавеса

Термообработка быстрорежущих сталей заключается закалке от высоких температур (1200-1300 °С) в масле и трехкратном отпуске при 550-570 °С. Высокая температура закалки необходима для наиболее полного растворения карбидов и получения высоколегированного аустенита, что обеспечивает получение после закалки мартенсита, обладающего высокой теплостойкостью. Во избежание образования трещин и коробления из-за низкой теплопроводности быстрорежущих сталей нагрев ведется с температурными остановами при 450 "С и при 850 °С. Трехкратный отпуск применяется для того, чтобы избавиться от остаточного аустенита, который присутствует после закалки в количестве приблизительно 30 % и снижает режущие свойства. Другим способом избавления от остаточного аустенита является обработка холодом при -80 °С, производимая непосредственно после закалки. При этом продолжается мартенситное превращение. После обработки холодом следует однократный отпуск при 550-570 °С. После термообработки сталь имеет мартенситную струк-

в углеродистой и низколегированной стали состояние отпущенного мартенсита, обладающего высокой твердостью, сохраняется лишь до 300—350 °С, то в высоколегированной стали такое состояние сохраняется до 450— 500 °С и выше.

Для придания стали теплостойкости инструмент подвергают закалке и многократному отпуску. Температуру закалки стали Р18 принимают равной 1270—1290 °С, стали Р12 — 1225—1245 °С> Р6М5 — 1210—1230 °С. Высокие температуры закалки необходимы для более полного растворения вторичных карбидов и получения при нагреве аустенита, высоколегированного хромом, вольфрамом, молибденом и ванадием. Это обеспечивает повышение прокаливаемости и закаливаемости, а также получение после закалки мартенсита, обладающего высокой теплостойкостью. Однако даже при очень

Влияние легирующих элементов на процессы, протекающие при отпуске углеродистой стали, неоднозначно. На первую стадию распада мартенсита (при нагреве до 200 °С) легирующие элементы не оказывают какого-либо существенного влияния. На вторую стадию распада мартенсита (третье превращение при отпуске) многие легирующие элементы влияют очень сильно, замедляя процесс образования и рост карбидных частиц (е-карбида и Fe3C) и соответственно тормозя процесс распада мартенсита. В легированных сталях состояние отпущенного мартенсита, обладающего высокой твердостью, сохраняется вплоть до температур 450-500 °С. Наиболее сильно тормозят распад мартенсита Cr, W, Мо, V, Со и Si.

Структура мартенсита образуется при быстром охлаждении в результате перехода решетки твердого раствора у-железа (аусте-нита) в решетку твердого раствора а-железа (феррита) без выделения углерода из раствора. Переход у-железа в а-железо сопровождается изменением объемов кристаллических решеток, что вызывает появление внутренних, дополнительных напряжений. Мартенсит представляет собой пересыщенный раствор углерода в а-железе с искаженной кристаллической решеткой. Сплав со структурой мартенсита обладает большой твердостью и прочностью.

Распад мартенсита (первое превращение при отпуске]. На первой стадии превращения (при температуре порядка 100 -1ГЮ '"€,) в кристалтах мартенсита образуется к-карбид. Концентрация углерода в этих участках мартенсита, непосредственно окружающих кристаллы выделившихся карбидов, резко уменьшается, тогда как более удаленные участки сохраняют исходную концентрацию углерода, полученную после закалки. Таким образом, после нагрева до низких температур в стали наряду с частицами выделившихся карбидов одновременно присутствуют два а-твердых раствора (мартенсита) с более высокой (исходной) и низкой концентрацией углерода. Данный тип распада мартенсита называют двухфазным.

При сквозной закалке свойства стали и, в частности, твердость по всему сечению изделия одинаковы. При несквозной закалке изменение структуры стали по сечению способствует соответствующим изменениям свойств. Распределение твердости по сечению закаленных цилиндров из разных сталей показано на рис. 130. При несквозной прокаливаемости твердость падает от поверхности к сердцевине. При несквозной прокаливаемое™ отпуск при высокой температуре уменьшает различие в твердости и временном сопротивлении по сечению. Однако предел текучести, ударная вязкость и относительное сужение в сердцевине образца остаются более низкими. Это объясняется разным характером строения феррито-карбиднон структуры. В закаленном слое в результате отпуска мартенсита образуется более дисперсная феррпто-карбид-ная структура зернистого строения, а в сердцевине она более грубая и имеет пластинчатое строение.

чению закаленных цилиндров из разнва сталей показано на рис. 134. При несквозной прокаливаемое™ твердость падает от поверхности к сердцевине. На рис. 134 видно, что критический диаметр полумартенситной зоны углеродистой стали з данных условиях обработки составляет 25 мм, хромистой ~50 мм и хромо-никелевой ~125 мм. При несквозной прокаливаемое.™ отпуск при высокой температуре уменьшает различие в твердости и временном сопротивлении по сечению. Однако предел текучести, ударная вязкость и относительное сужение б сердцевине образца остаются более низкими. Это объясняется разным характером строения ферритно-цементитной структуры. В закаленном слое в результате отпуска мартенсита образуется более дисперсная фер-ритно-цемеититная структура зернистого строения, а в сердцевине она более грубая и имеет пластинчатое строение.

Таким образом, можно считать, что при оптимальных условиях под действием внешних сил из исходной фазы образуется мартенсит напряжения, затем в результате продолжения превращения под действием напряжений из этого мартенсита образуется особый мартенсит. На рис. 1.29, е показан пример, когда из исходной фазы на начальной стадии в результате превращения, вызванного напряжениями, образуется /?',-мартеисит, в конце этой стадии образец становится монокристаллом 0i-мартенсита. При еще большем растяжении этот монокристаллический образец упруго деформируется до следующей стадии. Вторая стадия

сита (рис. 1.34, г). По мере развития упругой деформации /8'/-мартенсита на кривой напряжение — деформация появляется вторая стадия. Она обусловлена 0" —а',-превращением (рис. 1.34,д), плоскость габитуса «i-мартенсита является плоскостью (001)^i'. По окончании превращения 0J — ai возникает монокристалл a'j-мартенсита (рис. 1.34, е). При снятии напряжений сначала из a'j-мартенсита образуется 0',-мартенсит с плоскостью габитуса (001) aj (рис. 1.34,и). При дальнейшей разгруз-

ке из монокристаллов /Si -мартенсита образуется yj -мартенсит (рис. 1.34, л). Этот У,-мартенсит имеет плоскость габитуса (1,0, 29)/Si и содержит двойниковые дефекты (101) У,. При дальнейшей разгрузке возникает монокристалл с характеристической плоскостью габитуса y'i -мартенсита и с такой же ориентировкой, как и первоначальная. В результате этого происходит полный возврат деформации, приложанной в процессе нагружения до точки f, почти на 10%. Кристаллографическая ориентировка образовавшихся под действием напряжения мартенситных фаз У, 0", a'i и &\ относительно друг друга почти не изменяется, что подтверждают результаты рентгеноструктурного анализа. Предполагают, что этот факт, а также то, что1 плоскость габитуса образующейся при преврещении 0'/— а( — 0 фазы параллельна базисной плоскости, обусловлены тем, что мартенситно-мартенситные превращения происходят в результате движения частичных дислокаций, имеющих вектор Бюргер-са ±1/3 [100] в плоскости базиса. На рис. 1.35 приведена схема, иллюстрирующая указанный механизм превращения. Таким образом, последовательные превращения между мартенситными фазами происходят путем зародышеобразования и роста частичных дислокаций в плоскости базиса. Действительно, экспериментальные результаты, полученные до настоящего времени при исследовании псевдоупругости превращения, объясняются с помощью указанной модели.

Структура мартенсита образуется при быстром охлаждении в результате бездиффузионного (сдвигового) перехода у-железа (аустенита) в а-железо (феррит) без выделения углерода из раствора. Переход у-железа в а-железо сопровождается изменением кристаллических решеток, что вызывает появление внутренних дополнительных напряжений. Мартенсит представляет собой пересыщенный раствор углерода в а-железе с искаженной кристаллической решеткой. Сталь со структурой мартенсита обладает высокими твердостью и прочностью.

7. Если в процессе охлаждения сделать остановку в области мартенситного превращения (или вы*-ше Л1П), то наблюдается эффект стабилизации аустенита. При изотермической выдержке мартенсита образуется меньше или он вовсе не образуется, а в случае последующего охлаждения точка 7ИН понижается (подробней ниже). • ;

При изучении превращения в монокристаллах важно учитывать направление прикладываемых напряжений. В некоторых случаях напряжения могут препятствовать превращению. Уста'-новлена зависимость количества образующегося под влиянием деформации мартенсита от вида напряженного состояния в упругой и пластической области (например, при растяжении и изгибе мартенсита образуется больше, чем при сжатии и кручении). , •

структуру но в которой атомы азота расположены упорядочение Азо тнстыи мартенсит (а'—N) образованный при закалке нз аустенитного состояния имеет структуру подобную закаленной углеродистой стали т е структура представляет объемноцентрированную тетрагональную решетку Атомы азота расположены в ней упорядочение на гранях тетрагональности При отпуске такого мартенсита образуется нитрид FeieNi-2 (а") и получается феррит (а)