Насыщение металлами

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

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

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

Известно также значительное количество работ, в которых были предприняты попытки прямого определения состава -у-фазы в момент ее формирования. Большинство измерений проведено в условиях скоростного нагрева, когда, как справедливо считали авторы, затруднены диффузионные процессы, что давало надежду зафиксировать раздельно эффект перестройки решетки и последующее растворение карбидной фазы и насыщение аустенита углеродом, если процесс образования аустенита действительно происходит в две стадии. Однако трактовка результатов этих работ затруднена значительным смещением в область более высоких температур регистрируемого начала а -*• 7-превращения при скоростном нагреве. Так, в работе [ 13] о составе 7-фазы судили по температуре мартенситного превращения, которая, как известно, зависит от содержания в аустените углерода. Было показано, что после .скоростного нагрева до 850 - 870°С в сталях У8, У12, ШХ15 фиксируются две мартен-ситные точки: одна в районе 500 — 600°С, что соответствует малоуглеродистому аустениту (0,1 — 0,2 % С), вторая около 300°С, что соответствует 7-фазе с содержанием углерода 0,6 — 0,7 %. Однако, поскольку температура образования малоуглеродистого аустенита в этой работе не зафиксирована, его можно рассматривать либо как метастабильное состояние, либо, как это делают авторы, объяснять его происхождение смещением температуры его образования до 850 — 870°С, при которой концентрация 0,1 — 0,2 % С соответствует линии GS равновесной диаграммы.

Исходное состояние оказывает большое влияние на скорость науглероживания аустенита. В образцах серий Б и В оно осуществляется гораздо интенсивнее, чем в чугуне серии А, о чем свидетельствует более высокая микротвердость мартенсита после закалки образцов Б и В. Так, в образцах серии А максимальная твердость мартенсита в непосредственной близости к графитному включению достигает HV 925. По краям же оторочки и в участках по границам зерен, удаленных от графита, она не поднимается выше HV 510. В образцах серий Б и В твердость мартенсита колеблется от HV 765 до HV 1145. Это связано с тем, что в чугуне с исходным состоянием А насыщение аустенита углеродом происходит только за счет растворения шаровидного графита, тогда как в случаях Б и В в этом процессе принимают участие активно растворяющиеся мелкие графитные включения.

Известно также значительное количество работ, в которых были предприняты попытки прямого определения состава -у-фазы в момент ее формирования. Большинство измерений проведено в условиях скоростного нагрева, когда, как справедливо считали авторы, затруднены диффузионные процессы, что давало надежду зафиксировать раздельно эффект перестройки решетки и последующее растворение карбидной фазы и насыщение аустенита углеродом, если процесс образования аустенита действительно происходит в две стадии. Однако трактовка результатов этих работ затруднена значительным смещением в область более высоких температур регистрируемого начала а -* 7-превращения при скоростном нагреве. Так, в работе [ 13] о составе 7-фазы судили по температуре мартенситного превращения, которая, как известно, зависит от содержания в аустените углерода. Было показано, что после .скоростного нагрева до 850 - 870°С в сталях У8, У12, ШХ15 фиксируются две мартен-ситные точки: одна в районе 500 — 600°С, что соответствует малоуглеродистому аустениту (0,1 - 0,2 % С), вторая около 300°С, что соответствует 7-фазе с содержанием углерода 0,6 — 0,7 %. Однако, поскольку температура образования малоуглеродистого аустенита в этой работе не зафиксирована, его можно рассматривать либо как метастабильное состояние, либо, как это делают авторы, объяснять его происхождение смещением температуры его образования до 850 — 870°С, при которой концентрация 0,1 - 0,2 % С соответствует линии GS равновесной диаграммы.

Исходное состояние оказывает большое влияние на скорость науглероживания аустенита. В образцах серий Б и В оно осуществляется гораздо интенсивнее, чем в чугуне серии А, о чем свидетельствует более высокая микротвердрсть мартенсита после закалки образцов Б и В. Так, в образцах серии А максимальная твердость мартенсита в непосредственной близости к графитному включению достигает HV 925. По краям же оторочки и в участках по границам зерен, удаленных от графита, она не поднимается выше HV 510. В образцах серий Б и В твердость мартенсита колеблется от HV 765 до HV 1145. Это связано с тем, что в чугуне с исходным состоянием А насыщение аустенита углеродом происходит только за счет растворения шаровидного графита, тогда как в случаях Б и В в этом процессе принимают участие активно растворяющиеся мелкие графитные включения.

Степень легирования аустенита (мартенсита) увеличивается с повышением температуры нагрева (рис. 19.2). При 1300 °С достигается предельное насыщение аустенита — в нем растворяются весь хром, ~ 8 % W, 1 % V и 0,4 - 0,5 % С.

Инструмент из порошковых быстрорежущих сталей также подвергают закалке и трехкратному отпуску. Отличие состоит в том, что его закаливают с температуры, которая на 20 — 30 °С ниже температуры закалки инструмента из соответствующих сталей, полученных традиционным способом производства. Обусловлено это тем, что процессы растворения дисперсных карбидов идут интенсивнее и насыщение аустенита углеродом и легирующими элементами наступает при более низкой температуре.

Насыщение аустенита углеродом и легирующими элементами, достигаемое растворением карбидов, обеспечивает повышение прокаливаемости и закаливаемости и создает условия для дисперсионного твердения при отпуске, вызываемого в основном выделением карбидов вольфрама, молибдена, ванадия и в меньшей степени хрома (в присутствии в составе стали вышеуказанных элементов). Основные карбидные фазы инструментальных сталей и их краткая характеристика приведены в табл. 1.

Стали, упрочняемые в результате мартенситного превращения или мартен-ситного превращения с дисперсионным твердением, закаливают соответственно с температур, обеспечивающих достаточно полное насыщение аустенита углеродом или углеродом и легирующими элементами.

Примерно аналогично влияние величины зерна на теплостойкость. Однако надо учитывать, что при температурах нагрева, вызывающих относительно небольшой рост зерна, достигается значительное растворение карбидов и насыщение аустенита легирующими элементами, а следовательно, и лучшая теплостойкость. Увеличение температуры закалки, хотя и повышает теплостойкость, но из-за роста зерна приводит к существенному снижению прочности и сопротивления разрушению.

8. Диффузионное насыщение металлами ................ 247

8. Диффузионное насыщение металлами

В последние годы насыщение металлами (например, хромом) проводя! путем испарения диффундирующего элемента в вакууме. Насыщение поверхности стального изделия двумя и большим числом компонентов (AI и Si, Cr и Si, В и А1 и др.) позволяет в ббльшей мере изменить свойства их поверхности. Многокомпонентное насыщение стали получило ограниченное применение. Ниже дана характеристика наиболее часто применяемых процессов диффузионной металлизации.

Диффузное насыщение сталей и сплавов углеродом, азотом, бором, а также диффузная металлизация, т. е, насыщение металлами (алюминием, цинком, хромом и др.), довольно широко используется в современном производстве для повышения эксплуатационных характеристгос деталей. Рассмотрим применимость данного метода для повышения коррозионно-механической стойкости сталей. Учитывая, что теория и технология диффузного насыщения достаточно изучены и описаны в литературе, коснемся только применимости данного метода к повышению коррозионно-механической стойкости стальных деталей и конструкций.

Диффузионное насыщение металлами. Для насыщения поверхности деталей металлами с целью увеличения их срока службы в настоящее время наиболее широкое применение нашли такие процессы, как алитирование и диффузионное хромирование. В отдельных случаях насыщение поверхности деталей производят также ниобием, молибденом, вольфрамом и ванадием или производят комплексное насыщение, например хромом и алюминием.

. Насыщение металлами. В настоящее время в промышленности применяют различные методы диффузионной металлизации — хромирование, алитирова-ние, вольфрамирование, силицирование и др.

7. ДИФФУЗИОННОЕ НАСЫЩЕНИЕ МЕТАЛЛАМИ

Поверхностное насыщение стзли алюминием, хромом, цинком и другими элементами называют диффузионным насыщением металлами. Изделие, поверхность которого обогащена этими элементами, приобретает ценные свойства, к числу которых относятся высокая жаростойкость, коррозионная стойкость, повышенная износостойкость и твердость.

В зависимости от метода переноса диффузионного элемента на насыщаемую поверхность различают следующие основные способы диффузионного насыщения металлами: 1) погружение в расплавленный металл, если диффундирующий элемент имеет низкую температуру плавления (например, алюминий, цинк); 2) насыщение из расплавленных солей, содержащих диффундирующий элемент (с электролизом и без электролиза); 3) насыщение из сублимированной фазы путем испарения диффундирующего элемента; 4) насыщение из газовой фазы (контактным и неконтактным методом), состоящей из галогенных соединений диффундирующего элемента.

В последние годы насыщение металлами (например, хромом) проводят путем испарения диффундирующего элемента з вакууме. Насыщение поверхности стального изделия двумя и большим числом компонентов (А1 и Si» Cr и Si, В и А1 и др.) позволяет в большей мере изменить свойства их поверхности. Ниже дана характеристика наиболее часто применяемых процессов диффузионной металлизации.

7. Диффузионное насыщение металлами...... 247