Повышенной твердостью

В тех случаях, когда невозможен загиб образцов, и в сомнительных случаях производят металлографическое исследование на шлифах, изготовленных из незначительно изогнутых (на угол 10—15°) или неизогнутых образцов. Просмотр и фотографирование шлифа проводят при увеличении 250—400 раз. При обнаружении трещин на нетравленых шлифах характер коррозионного рззру-шения определяют на трзвленом шлифе. Браковочным признаком является разрушение границ зерен металла: а) на глубину более 30 мкм при повышенной травимости границ зерен по всей поверхности шлифа; б) на глубину более 50 мкм при повышенной

Под белым слоем на предварительно закаленных сталях наблюдается зона пониженной микротвердости и повышенной травимости, которая представляет собой мартенсит вторичной закалки с пониженным содержанием углерода, хрома и других карбидообразующих! элементов и с уменьшенным количеством карбидов.

При усталостном, коррозионно-усталостном разрушении оптимальное содержание углерода, обеспечивающее максимальную выносливость стали с сформированным импульсным упрочнением белым слоем, находится в пределах 0,45—0,65 %.^1ля стали без белого слоя при испытании на коррозионную усталость нет оптимума, а увеличение содержания углерода приводит к монотонному снижению долговечности стали. Импульсное упрочнение эффективно повышает сопротивление усталости и коррозионной усталости стальных образцов с концентраторами напряжений. В условиях усталостного и коррозионно-усталостного разрушения трещины в стальных деталях с белым слоем зарождаются на границе перехода сжимающих остаточных напряжений в растягивающие. При этом уменьшение вероятности возникновения трещин и отслаивания белого слоя связано с перераспределением напряжений в результате пластических сдвигов в зоне повышенной травимости. Эта зона характеризуется меньшей, чем у белого слоя и мартенсита, твердостью и пониженным уровнем сжимающих остаточных напряжений.

В районе ручьевого узора видны следы туннельной коррозии. Разрушающая нагрузка при испытании состаренных образцов оказалась в 2 раза ниже максимальной, достигнутой при испытании закаленных образцов. Таким образом, В. А. Шер установил, что для протекания процесса коррозионного растрескивания необходимо крайне небольшое количество воды, абсорбируемой солями из атмосферы. Аналогичная картина наблюдается и при горячесолевом растреекивании, которое не происходит в безводных солях, но достаточно интенсивно развивается при абсорбции солями влаги из воздушной среды. Сопоставление микроструктуры в районе разрушения образцов после горячесолевого растрескивания с микроструктурой образцов, разрушенных в солянокислых водных растворах, показало, что характер разрушения идентичен (рис. 42). В. Ф. Щербинин установил, что в отдельных случаях при горячесрлевом растрескивании по краям трещин наблюдаются множественные короткие трещины или участки повышенной травимости, расположенные по прослойкам /3-фазы, находящейся между пластинами а-фазы. Эти дефекты появляются вследствие диффузии водорода, преимущественно протекающей по /3-фазе.

В процессе трения в поверхностных слоях металлов происходят сложные явления, связанные с перераспределением химических элементов, структурными превращениями, измельчением отдельных фаз, образованием вторичных структур и т. д. Возникающие при этом слои измененной структуры обычно состоят из слаботравящихся «белых» фаз и зон повышенной травимости. Характер их распределения, структурное строение и фазовый состав оказывают большое влияние на износостойкость деталей.

Основываясь на принципе ориентационной зависимости скорости травления и условии повышенной травимости в местах скопления дефектов, можно объяснить, например, экспериментально установленные факты выявления границ зерен под воздействием избирательного испарения в вакууме.

Исследования поверхностных слоев эрозионных следов, проведенных на микрошлифах, приготовленных из электродов после пробоя твердых тел, показали, что под воздействием тепловых потоков энергии на поверхности электродов из сталей, способных к закаливанию, в месте соприкосновения с каналом разряда и в близлежащих областях появляется лишь тонкий блестящий слой металла (не более 1-5 мкм), утолщающийся к периферийной зоне. Состояние металла в зоне закалки имеет ясно выраженную структуру мартенсита (блестящий слой металла в растворе 3% НМОз в этиловом спирте травлению не подвергается). Под слоем мартенсита иногда встречается тонкий слой сорбидной структуры (зона повышенной травимости раствором 3% НМОз в этиловом спирте), переходящей в исходную структуру незакаленного металла. Толщина слоя, нагреваемого за время импульса от тепловых потоков энергии с поверхности электродов выше температуры фазового перехода (для стали Т=760°С), может быть приближенно определена по формуле /116/:

Кристаллы мартенсита в зависимости от состава стали, а следовательно, и от температуры своего образования могут иметь различные морфологию и субструктуру. Различают два типа мартенсита — пластинчатый и реечный (рис. 121). Пластинчатый мартенсит образуется в высокоуглеродистых сталях, характеризующихся низкой температурой мартенситной точки (см. рис. 119, 120). В этом случае кристаллы мартенсита состоят в средней своей части из большого числа микродвойников, образующих среднюю зону повышенной травимости, называемую нередко мидрибом 1 (рис. 121).

от 0,5 до 100 нм (от 5 до 1000 А). В приближении аморфного слоя или переходной решетки (см. гл. II) область перехода от одного зерна к другому должна составлять не менее ста ангстрем. Данные исследований, выполненных с помощью ионных проекторов, показали, что толщина области «плохого» кристалла на границе между двумя зернами не превышает одного-двух межатомных расстояний. Таким образом, нет единого мнения даже о «кристаллографической» толщине границы. Кроме того, для различных явлений в металле — нарушения порядка в расположении атомов, диффузионного проникновения, травления — толщина границы (области, где значение свойства отличается от его значения в объеме зерна) оказывается различной. Например, толщина области повышенной травимости, связанной с границей зерна, достигает десятка микрон. Поэтому нет оснований считать, что диффузионная толщина границы равна кристаллографической толщине. Если определить первую как ширину зоны повышенной концентрации диффундирующих атомов, она будет значительно больше второй. Подтверждением этого предположения являются некоторые недавние исследования, выполненные методами Мессбауэра ([57] см. гл. II) и злектронномикроскопи-ческой авторадиографии (см. ниже гл. XI), которые приводят к

3. Граничная наследственность связана с неполным залечиванием дефектов на участках, соответствующих старым границам зерен после миграции последних. Это приводит к повышенной травимости и диффузионной проницаемости старых границ. Такой вид наследственности очень устойчив (иногда не снимается при нагреве даже до предплавильных температур) и особенно подвержен влиянию примесей, входящих в состав твердого раствора и выделяющихся в виде фаз.

В составах с высоким молибденом (14% и выше) в процессе старения выделяются дисперсные и крупные скоагулированные частицы, выявляющиеся в виде участков повышенной травимости. Количество этой фазы растет с повышением содержания молибдена. Фазовым анализом, выполненным Г. Д. Пи-гровой, установлено, что в швах с 14, 18 и 22% молибдена наряду с двойным карбидом Ме8С и простым карбидом МеС обнаружена ц-фа-за с ромбоэдрической решеткой, аналогичная по структуре фазе Fe7W6. Количество этой фазы зависит от [наличия 'молибдена, а также от температуры и длительности старения. Максимальное ее содержание—18% было выделено из состава Х10Н65М22 после 3000 ч выдержки при 750° С. Фаза обогащена молибденом по сравнению с твердым раствором и содержит также хром, никель и железо. Ее интенсивное образование наблюдается в присутствии железа и кремния при наличии молибдена в количествах, превышающих предел его растворимости в матрице. Оптимальным содержанием последнего в жаропрочных швах на никелевой основе следует считать 12—14%. Оптимальными пределами легирования шва на никелевой основе максимально достигнутой в настоящее время жаропрочности (при сохранении высокой технологической прочности) можно считать следующие: молибдена 9—10%, вольфрама 2—3%; титана 1,25—1,50%; алюминия 0,6—0,7%. Указанные пределы легирования обеспечивают значение предела длительной прочности металла шва в аустенитизированном и состаренном состояниях при 750° С за 50 тыс. ч равное 12 кгс/мм2 при сохранении удовлетворительной пластичности. Оптимальные свойства длительной прочности и пластичности шва достигаются после высокотемпературной закалки и последующего ступенчатого

В отличие от сплавов системы Fe—С эвтектоидная смесь в титановых сплавах обладает повышенной твердостью и хрупкостью, тогда как титановый мартенсит (ос') невысокой твердостью и пластичностью и мало отличается по свойствам от исходной р-фазы.

Серый чугун обладает высоким временным сопротивлением (100— 450 МПа), повышенной твердостью (НВ 140—283), малым относительным удлинением (6 = 0,2-^0,5 %). Вследствие низкой пластичности этот чугун не используется для деталей машин, работающих при ударных нагрузках. Однако серый чугун хорошо работает при

Наклеп обработанной поверхности можно рассматривать как полезное явление, если возникают остаточные напряжения сжатия. Однако наклеп, полученный при черновой обработке, отрицательно влияет на процесс резания при чистовой обработке, когда срезаются тонкие стружки. В этом случае инструмент работает по поверхности с повышенной твердостью, что приводит к его быстрому затуплению, шероховатость поверхности увеличивается.

Особый вид коррозии при трении, так называемая фретинг-коррозия, возникает на сопряженных и сильно нагруженных поверхностях машин и механизмов, подверженных вибрации или колебательному перемещению (с очень малой амплитудой) относительно друг друга. Фретинг-коррозия связана с химическим окислением поверхностного слоя металла. В тех случаях, когда образующиеся продукты коррозии обладают повышенной твердостью, последние еще больше усиливают абразивный износ металла.

Хромистые стали (табл. 10). При введении в сталь 12—14 % Сг ее электрохимический потенциал становится положительным, и она приобретает устойчивость против коррозии в атмосферных условиях, слабых растворах кислот и солей и других агрессивных средах. Стали мартенситного класса, содержащие 13 % Сг и 0,2—0,4 % С, при охлаждении на воздухе имеют структуру мартенсита, обладают повышенной твердостью и применяются для изготовления деталей, работающих на износ, упругих элементов и режущего инструмента (табл. 10). После термической обработки стали 20X13, 30X13 и

Алюминиевые бронзы. Наиболее часто применяют алюминиевые бронзы, двойные (БрА5 и БрА7) и добавочно легированные никелем, марганцем, железом и др. Эти бронзы используют для различных втулок, направляющих седел, фланцев, шестерен и других небольших ответственных деталей. На рис. 172 приведена диаграмма состояния Си—А1. Сплавы, содержащие до 9,0 % А!, —однофазные и состоят только из а-твердого раствора алюминия в меди. Фаза 3 представляет твердый раствор на базе электронного соединения Си :,А1 (3/2). При содержании более 9 % А1 (в структуре появляется эвтектоид а + V' (у' — электронное соединение Си32А119). При ускоренном охлаждении эвтектоид может наблюдаться в сплавах, содержащих 6—8 % А1. Фаза а пластична, но прочность ее невелика, у'-фаза обладает повышенной твердостью, но пластичность ее крайне незначительная.

Повышенной твердостью отличаются W-Ti-карбидные сплавы ТЗОК4; Т15К6; Т14К8; Т5К10 (цифры после букв К и Т указывают процентное содержание соответственно Со и Ti; остальное карбиды W).

Семейство d-металлов образует с азотом многочисленные соединения; d-металлы, не имеющие на подуровне d парных электронов, дают очень устойчивые соединения с высокой температурой плавления и большой твердостью. Такие металлы, как железо, кобальт, никель, образуют малоустойчивые нитриды, разлагающиеся при высоких температурах, но обладающие также повышенной твердостью в кристаллическом состоянии. Относительная устойчивость нитридов d-металлов приведена на рис. 9.29. Медь не образует нитридов, и сварку меди можно проводить в атмосфере азота высокой степени чистоты.

С позиции деформационных критериев разрушения наиболее слабыми участками таких сварных соединений являются зоны с повышенной твердостью, но с низкой пластичностью и сопротивляемостью хрупкому разрушению. Для получения качественных сварных соединений необходимо исключить отрицательное воздействие твердых структурных образований. Низкая сопротивляемость к хрупким разрушениям ысрдых прослоек ставит проблему облагораживания вязко-пластических свойств или вовсе исключения их из состава сварных соединений.

После 18 лет эксплуатации произошло разрушение (длина трещины 280 мм) кольцевого сварного соединения шлейфового трубопровода 0219x12 мм (сталь 12Х1МФ) скважины № 6026 (рис. 8а). В сварном соединении в области очага разрушения обнаружены поры, шлаковые включения, подрезы и непровар до 5 мм (рис. 86), которые инициировали сероводородное растрескивание металла стыка. Аналогичное разрушение сварного стыка шлейфового трубопровода скважины № 183 произошло после 15 лет эксплуатации (рис. 8в). Трещина в сварном шве длиной 210 мм образовалась от непровара глубиной 4 мм. Склонность металла шва к сероводородному растрескиванию обусловлена также его повышенной твердостью (293 НВ), что свидетельствует об отсутствии термообработки стыка.

После термической обработки вольфрамистые стали обладают повышенной твердостью, прочностью и высокой ударной вязкостью. Вольфрам добавляют к конструкционным хромоникелевым и жаропрочным сталям, а также он является основным легирующим элементом в инструментальных и быстрорежущих сталях Р18 (W- 18%).